JP2020079437A - オーステナイト系ステンレス鋼 - Google Patents
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Abstract
【課題】耐浸炭性に優れ、高い高温クリープ強度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】オーステナイト系ステンレス鋼は、質量％で、Ｃ：０．２５０〜０．７００％、Ｓｉ：０．０１〜２．００％、Ｍｎ：２．００％以下、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｒ：１０．００〜２５．００％未満、Ｎｉ：３０．００〜６０．００％、Ａｌ：２．５０％超〜３．５０％、Ｎｂ：０．２０〜３．５０％、及び、Ｚｒ：０．０００１〜０．１０００％、Ｈｆ：０．０００１〜０．１０００％、Ｓｎ：０．０００１〜０．１０００％及びＡｓ：０．０００１〜０．１０００％からなる群から選択される１種又は２種以上、及び、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）を満たす化学組成を有する。０．０６≦１．９６×Ｚｒ＋Ｈｆ＋１．５０×Ｓｎ＋２．３８×Ａｓ≦０．５５ （１）【選択図】なし
Description
本開示は、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。
従来、高温浸炭環境下で使用される火力発電ボイラ及び化学プラント等の設備では、耐熱鋼として、Ｃｒ含有量及びＮｉ含有量を高めたオーステナイト系ステンレス鋼、又は、Ｃｒ含有量を高めたＮｉ基合金が使用されている。これらの耐熱鋼は、２０〜４０質量％程度のＣｒ及び２０〜７０質量％程度のＮｉを含有するオーステナイト系ステンレス鋼又はＮｉ基合金である。
火力発電ボイラ及び化学プラント等の設備の配管は、上述のオーステナイト系ステンレス鋼又はＮｉ基合金が溶製された後、熱間加工されて管の形状に製造される。管の形状に製造された後、火力発電ボイラ及び化学プラント等の設備の配管は、１０００℃以上の高温環境で使用される。そのため、上述の耐熱鋼には、長寿命化を目的として、１０００℃以上での高温でのクリープ強度（以下、高温クリープ強度ともいう）に優れることが求められる。
ところで、最近では、いわゆるシェール革命により、安価なシェールガスが生産されている。化学プラント等の設備において、シェールガスを原料ガスとして使用する場合、ナフサ等の従来原料と比較して、原料ガス由来の炭素（Ｃ）により、化学プラント等の設備で用いられる金属管（たとえば反応管）の腐食現象である浸炭が生じやすい。そのため、化学プラント等の設備に使用される鋼には、優れた耐浸炭性も求められる。
高温浸炭環境下で使用可能なオーステナイト系ステンレス鋼がたとえば、国際公開第２０１７／１１９４１５号（特許文献１）、特開２０１８−３０６４号公報（特許文献２）及び国際公開第２０１０／１１３８３０号（特許文献３）に提案されている。
特許文献１に開示されたオーステナイト系耐熱合金は、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２５％未満、Ｓｉ：０．０１〜２．０％、Ｍｎ：２．０％以下、Ｃｒ：１０〜３０％未満、Ｎｉ：２５超〜４５％、Ａｌ：２．５超〜４．５％未満、Ｎｂ：０．２〜３．５％、Ｎ：０．０２５％以下、Ｔｉ：０〜０．２％未満、Ｗ：０〜６％、Ｍｏ：０〜４％、Ｚｒ：０〜０．１％、Ｂ：０〜０．０１％、Ｃｕ：０〜５％、希土類元素：０〜０．１％、Ｃａ：０〜０．０５％、及び、Ｍｇ：０〜０．０５％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＰ及びＳが各々、Ｐ：０．０４％以下、及びＳ：０．０１％以下の化学組成を有し、組織中において、円相当径が６μｍ以上の析出物の総体積率が５％以下であることを特徴とする。
特許文献２に開示されたオーステナイト系ステンレス鋼は、質量％で、Ｃ：０．２５〜０．７％、Ｓｉ：０．０１〜２．０％、Ｍｎ：２．０％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：１０〜１９％、Ｎｉ：２０〜４０％、Ａｌ：２．５超〜４．５％未満、Ｎｂ：０．０１〜３．５％、Ｎ：０．０３％以下、Ｔｉ：０〜０．２％未満、Ｃａ：０〜０．０５％、及び、Ｍｇ：０〜０．０５％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、式（１）を満たす。０．４≦（ＣCr´／ＣAl´）／（ＣCr／ＣAl）≦０．８ （１）。ここで、式（１）中のＣCr´にはオーステナイト系ステンレス鋼の表面から２μｍ深さまでの範囲におけるＣｒ濃度（質量％）が代入される。ＣAl´にはオーステナイト系ステンレス鋼の表面から２μｍ深さまでの範囲におけるＡｌ濃度（質量％）が代入される。また、ＣCrにはオーステナイト系ステンレス鋼母材のＣｒ濃度（質量％）が代入される。ＣAlにはオーステナイト系ステンレス鋼母材のＡｌ濃度（質量％）が代入される。
特許文献３に開示された鋳造製品は、質量％にて、Ｃ：０．０５〜０．７％、Ｓｉ：０％を超えて２．５％以下、Ｍｎ：０％を超えて３．０％以下、Ｃｒ：１５〜５０％、Ｎｉ：１８〜７０％、Ａｌ：２〜４％、希土類元素：０．００５〜０．４％、並びに、Ｗ：０．５〜１０％及び／又はＭｏ：０．１〜５％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる耐熱合金の鋳造体を有し、高温雰囲気と接触する鋳造体の表面にバリア層が形成されており、バリア層は、厚さ０．５μｍ以上のＡｌ2Ｏ3層であって、該バリア層の最表面の８０面積％以上がＡｌ2Ｏ3であり、Ａｌ2Ｏ3層と鋳造体との界面に、合金の基地よりもＣｒ濃度が高いＣｒ基粒子が分散していることを特徴とする。
上述の特許文献１〜特許文献３に開示された技術により、高温浸炭環境で使用可能なオーステナイト系ステンレス鋼が得られる。
特に、上述の特許文献１及び特許文献２に開示された技術によれば、優れた耐浸炭性及び高い高温クリープ強度を有するオーステナイト系ステンレス鋼が得られる。しかしながら、特許文献１及び特許文献２の技術とは異なる方法によっても、オーステナイト系ステンレス鋼の耐浸炭性及び高温クリープ強度を高めることができれば望ましい。
特許文献３の技術では、常温環境における延性については評価しているものの、高温環境における高温クリープ強度については評価していない。
本開示の目的は、耐浸炭性に優れ、高い高温クリープ強度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。
本開示のオーステナイト系ステンレス鋼は、質量％で、Ｃ：０．２５０〜０．７００％、Ｓｉ：０．０１〜２．００％、Ｍｎ：２．００％以下、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｒ：１０．００〜２５．００％未満、Ｎｉ：３０．００〜６０．００％、Ａｌ：２．５０％超〜３．５０％、Ｎｂ：０．２０〜３．５０％を含有し、さらに、Ｚｒ：０．０００１〜０．１０００％、Ｈｆ：０．０００１〜０．１０００％、Ｓｎ：０．０００１〜０．１０００％及びＡｓ：０．０００１〜０．１０００％からなる群から選択される１種又は２種以上、Ｔｉ：０〜０．２０％未満、Ｍｏ：０〜０．１０％、Ｗ：０〜０．２０％、Ｂ：０〜０．１０００％、Ｖ：０〜０．５００％、Ｃｕ：０〜５．０％、Ｃａ：０〜０．０５００％、Ｍｇ：０〜０．０５００％、ＲＥＭ：０〜０．１０００％、Ｎ：０〜０．０３０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）を満たす化学組成を有する。
０．０６≦１．９６×Ｚｒ＋Ｈｆ＋１．５０×Ｓｎ＋２．３８×Ａｓ≦０．５５ （１）
ここで、式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
０．０６≦１．９６×Ｚｒ＋Ｈｆ＋１．５０×Ｓｎ＋２．３８×Ａｓ≦０．５５ （１）
ここで、式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
本開示のオーステナイト系ステンレス鋼は、耐浸炭性に優れ、高い高温クリープ強度を有する。
本発明者らは、高温浸炭環境におけるオーステナイト系ステンレス鋼の耐浸炭性、及び、高温クリープ強度について調査及び検討を行い、次の知見を得た。高温浸炭環境とは、炭化水素ガス雰囲気での１０００℃以上の環境のことをいう。
オーステナイト系ステンレス鋼又はＮｉ基合金にＣｒを含有させれば、鋼表面に保護皮膜であるＣｒ2Ｏ3が形成され、耐浸炭性が高まる。しかしながら、Ｃｒ2Ｏ3は熱力学的に不安定である。そこで本発明においては、Ａｌを含有させ、鋼表面にＡｌ2Ｏ3皮膜を形成する。Ａｌ2Ｏ3は保護皮膜として働く。Ａｌ2Ｏ3は、高温浸炭環境において、Ｃｒ2Ｏ3よりも熱力学的に安定である。つまり、Ａｌ2Ｏ3であれば、１０００℃以上の環境であっても、オーステナイト系ステンレス鋼の耐浸炭性を高めることができる。
一方で、オーステナイト系ステンレス鋼又はＮｉ基合金にＡｌが過剰に含有された場合、粗大なγ’−Ｎｉ3Ａｌが析出する。粗大なγ’−Ｎｉ3Ａｌは、オーステナイト系ステンレス鋼又はＮｉ基合金の高温クリープ強度を著しく低下させる。したがって、Ａｌ含有量は一定量以下に制限する必要がある。
そこで本発明者らは、Ａｌ含有量を一定量以下に抑制したうえで、Ａｌ2Ｏ3皮膜の形成を促進する方法を検討した。その結果、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｓｎ及びＡｓを適切に添加することで、保護性のある均一なＡｌ2Ｏ3の形成が促進されることがわかった。これにより、Ａｌ含有量を過剰に高めなくとも、オーステナイト系ステンレス鋼又はＮｉ基合金の耐浸炭性を向上することができる。
Ｚｒ、Ｈｆ、Ｓｎ及びＡｓが、Ａｌ2Ｏ3皮膜の均一な形成を促進する理由は定かではない。Ａｌは、Ａｌ2Ｏ3形成を阻害するＣ、Ｎ及びＯと結合し、炭窒化物及び酸化物を形成することで、Ａｌの外部酸化を促進することにより、Ａｌ2Ｏ3皮膜の均一な形成を促進すると推測される。
一方で、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｓｎ及びＡｓが過剰に含有された場合、オーステナイト系ステンレス鋼又はＮｉ基合金のミクロ組織中に粗大な析出物が形成される。粗大な析出物は、オーステナイト系ステンレス鋼又はＮｉ基合金の高温クリープ強度を著しく低下させる。したがって、優れた耐浸炭性と、高い高温クリープ強度とを両立するためには、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｓｎ及びＡｓの含有量を適切に調整する必要がある。具体的には、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｓｎ及びＡｓの含有量が式（１）を満たせば、優れた耐浸炭性と、高い高温クリープ強度とを両立したオーステナイト系ステンレス鋼又はＮｉ基合金が得られる。
０．０６≦１．９６×Ｚｒ＋Ｈｆ＋１．５０×Ｓｎ＋２．３８×Ａｓ≦０．５５ （１）
ここで、式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
０．０６≦１．９６×Ｚｒ＋Ｈｆ＋１．５０×Ｓｎ＋２．３８×Ａｓ≦０．５５ （１）
ここで、式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
以上の知見に基づいて完成した、本開示のオーステナイト系ステンレス鋼は、質量％で、Ｃ：０．２５０〜０．７００％、Ｓｉ：０．０１〜２．００％、Ｍｎ：２．００％以下、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｒ：１０．００〜２５．００％未満、Ｎｉ：３０．００〜６０．００％、Ａｌ：２．５０％超〜３．５０％、Ｎｂ：０．２０〜３．５０％を含有し、さらに、Ｚｒ：０．０００１〜０．１０００％、Ｈｆ：０．０００１〜０．１０００％、Ｓｎ：０．０００１〜０．１０００％及びＡｓ：０．０００１〜０．１０００％からなる群から選択される１種又は２種以上、Ｔｉ：０〜０．２０％未満、Ｍｏ：０〜０．１０％、Ｗ：０〜０．２０％、Ｂ：０〜０．１０００％、Ｖ：０〜０．５００％、Ｃｕ：０〜５．０％、Ｃａ：０〜０．０５００％、Ｍｇ：０〜０．０５００％、ＲＥＭ：０〜０．１０００％、Ｎ：０〜０．０３０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）を満たす化学組成を有する。
０．０６≦１．９６×Ｚｒ＋Ｈｆ＋１．５０×Ｓｎ＋２．３８×Ａｓ≦０．５５ （１）
ここで、式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
０．０６≦１．９６×Ｚｒ＋Ｈｆ＋１．５０×Ｓｎ＋２．３８×Ａｓ≦０．５５ （１）
ここで、式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
本開示のオーステナイト系ステンレス鋼は、式（１）を満たす。そのため、耐浸炭性に優れ、高い高温クリープ強度を有する。
上述のオーステナイト系ステンレス鋼の化学組成は、質量％で、Ｔｉ：０．００５〜０．２０％未満、Ｍｏ：０．００５〜０．１０％、Ｗ：０．００５〜０．２０％、Ｂ：０．０００１〜０．１０００％、Ｖ：０．００１〜０．５００％、及び、Ｃｕ：０．００５〜５．０％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。
上述のオーステナイト系ステンレス鋼の化学組成は、質量％で、Ｃａ：０．０００１〜０．０５００％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０５００％、及び、ＲＥＭ：０．０００５〜０．１０００％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の化学組成は、質量％で、Ｎ：０．０００５〜０．０３０％を含有してもよい。
以下、本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼について詳述する。元素に関する「％」は、特に断りがない限り質量％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の化学組成は、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の化学組成は、次の元素を含有する。
Ｃ：０．２５０〜０．７００％
炭素（Ｃ）は主にＣｒと結合して鋼中にＣｒ炭化物を形成し、高温浸炭環境での使用時における高温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含有量が高すぎれば、鋼の鋳造後の凝固組織中に粗大な共晶炭化物を多数形成し、鋼の靭性を低下する。したがって、Ｃ含有量は０．２５０〜０．７００％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．２８０％であり、より好ましくは０．３００％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．６５０％であり、より好ましくは０．６００％である。
炭素（Ｃ）は主にＣｒと結合して鋼中にＣｒ炭化物を形成し、高温浸炭環境での使用時における高温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含有量が高すぎれば、鋼の鋳造後の凝固組織中に粗大な共晶炭化物を多数形成し、鋼の靭性を低下する。したがって、Ｃ含有量は０．２５０〜０．７００％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．２８０％であり、より好ましくは０．３００％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．６５０％であり、より好ましくは０．６００％である。
Ｓｉ：０．０１〜２．００％
シリコン（Ｓｉ）は鋼を脱酸する。他の元素で脱酸を十分に実施できる場合、Ｓｉの含有量はできるだけ少なくてもよい。一方、Ｓｉ含有量が高すぎれば、熱間加工性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．０１〜２．００％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．０２％であり、さらに好ましくは０．０３％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は１．００％である。
シリコン（Ｓｉ）は鋼を脱酸する。他の元素で脱酸を十分に実施できる場合、Ｓｉの含有量はできるだけ少なくてもよい。一方、Ｓｉ含有量が高すぎれば、熱間加工性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．０１〜２．００％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．０２％であり、さらに好ましくは０．０３％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は１．００％である。
Ｍｎ：２．００％以下
マンガン（Ｍｎ）は不可避に含有される。Ｍｎは鋼中に含まれる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、鋼が硬くなりすぎ、熱間加工性及び溶接性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は２．００％以下である。上記効果を安定して得る場合、Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．５０％であり、さらに好ましくは１．３０％である。
マンガン（Ｍｎ）は不可避に含有される。Ｍｎは鋼中に含まれる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、鋼が硬くなりすぎ、熱間加工性及び溶接性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は２．００％以下である。上記効果を安定して得る場合、Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．５０％であり、さらに好ましくは１．３０％である。
Ｐ：０．０４０％以下
燐（Ｐ）は不純物である。Ｐは鋼の溶接性及び熱間加工性を低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０４０％以下である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０３０％である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｐ含有量を過剰に低減するとコストが高くなる。そのため、Ｐ含有量の下限はたとえば、０．０００５％である。
燐（Ｐ）は不純物である。Ｐは鋼の溶接性及び熱間加工性を低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０４０％以下である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０３０％である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｐ含有量を過剰に低減するとコストが高くなる。そのため、Ｐ含有量の下限はたとえば、０．０００５％である。
Ｓ：０．０１０％以下
硫黄（Ｓ）は不純物である。Ｓは鋼の溶接性及び熱間加工性を低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０１０％以下である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．００８％である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｓ含有量を過剰に低減するとコストが高くなる。そのため、Ｓ含有量の下限はたとえば、０．００１％である。
硫黄（Ｓ）は不純物である。Ｓは鋼の溶接性及び熱間加工性を低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０１０％以下である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．００８％である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｓ含有量を過剰に低減するとコストが高くなる。そのため、Ｓ含有量の下限はたとえば、０．００１％である。
Ｃｒ：１０．００〜２５．００％未満
クロム（Ｃｒ）は、熱処理工程中及び高温浸炭環境下でＡｌ2Ｏ3皮膜の形成を促進する。Ｃｒはさらに、鋼中のＣと結合して鋼中にＣｒ炭化物を形成し、高温クリープ強度を高める。Ｃｒ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｃｒ含有量が高すぎれば、高温浸炭環境下で、Ｃｒは雰囲気ガス（炭化水素ガス）由来のＣと結合し、鋼表面にＣｒ炭化物を形成する。鋼表面にＣｒ炭化物が形成されると鋼表面のＣｒが局所的に欠乏する。この場合、いわゆるＴＥＥ効果（Ｔｈｉｒｄ Ｅｌｅｍｅｎｔ Ｅｆｆｅｃｔ）が得られず、均一なＡｌ2Ｏ3皮膜が形成されない。Ｃｒ含有量が高すぎればさらに、鋼表面のＣｒ炭化物が均一なＡｌ2Ｏ3皮膜の形成を物理的に阻害する。したがって、Ｃｒ含有量は１０．００〜２５．００％未満である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は１１．００％であり、さらに好ましくは１２．００％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は２４．００％であり、さらに好ましくは２３．００％である。
クロム（Ｃｒ）は、熱処理工程中及び高温浸炭環境下でＡｌ2Ｏ3皮膜の形成を促進する。Ｃｒはさらに、鋼中のＣと結合して鋼中にＣｒ炭化物を形成し、高温クリープ強度を高める。Ｃｒ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｃｒ含有量が高すぎれば、高温浸炭環境下で、Ｃｒは雰囲気ガス（炭化水素ガス）由来のＣと結合し、鋼表面にＣｒ炭化物を形成する。鋼表面にＣｒ炭化物が形成されると鋼表面のＣｒが局所的に欠乏する。この場合、いわゆるＴＥＥ効果（Ｔｈｉｒｄ Ｅｌｅｍｅｎｔ Ｅｆｆｅｃｔ）が得られず、均一なＡｌ2Ｏ3皮膜が形成されない。Ｃｒ含有量が高すぎればさらに、鋼表面のＣｒ炭化物が均一なＡｌ2Ｏ3皮膜の形成を物理的に阻害する。したがって、Ｃｒ含有量は１０．００〜２５．００％未満である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は１１．００％であり、さらに好ましくは１２．００％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は２４．００％であり、さらに好ましくは２３．００％である。
Ｎｉ：３０．００％〜６０．００％
ニッケル（Ｎｉ）は、オーステナイトを安定化させ、高温クリープ強度を高める。Ｎｉはさらに、鋼の耐浸炭性を高める。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、原料コストが高くなる。Ｎｉ含有量が高すぎればさらに、製造工程中に、たとえばγ‘−Ｎｉ3Ａｌなどの、Ａｌを含有する金属間化合物が析出し、熱間加工性が著しく低下する。したがって、Ｎｉ含有量は３０．００％〜６０．００％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は３１．００％であり、さらに好ましくは３２．００％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は５５．００％であり、さらに好ましくは５０．００％である。
ニッケル（Ｎｉ）は、オーステナイトを安定化させ、高温クリープ強度を高める。Ｎｉはさらに、鋼の耐浸炭性を高める。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、原料コストが高くなる。Ｎｉ含有量が高すぎればさらに、製造工程中に、たとえばγ‘−Ｎｉ3Ａｌなどの、Ａｌを含有する金属間化合物が析出し、熱間加工性が著しく低下する。したがって、Ｎｉ含有量は３０．００％〜６０．００％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は３１．００％であり、さらに好ましくは３２．００％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は５５．００％であり、さらに好ましくは５０．００％である。
Ａｌ：２．５０％超〜３．５０％
アルミニウム（Ａｌ）は、熱処理工程中及び高温浸炭環境下で鋼表面にＡｌ2Ｏ3皮膜を形成し、鋼の耐浸炭性を高める。特に本発明にて想定している高温浸炭環境においては、従来用いられているＣｒ2Ｏ3皮膜と比較して、Ａｌ2Ｏ3皮膜は熱力学的に安定である。Ａｌ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ａｌ含有量が高すぎれば、製造工程中に、たとえばγ’−Ｎｉ3Ａｌなどの、Ａｌを含有する金属間化合物が粗大に析出する。粗大な金属間化合物は、鋼の高温クリープ強度を著しく低下させる。したがって、Ａｌ含有量は２．５０％超〜３．５０％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は２．５５％であり、さらに好ましくは２．６０％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は３．４５％であり、さらに好ましくは３．４０％である。本発明によるオーステナイト系ステンレス鋼において、Ａｌ含有量は、鋼材中に含有する全Ａｌ量を意味する。
アルミニウム（Ａｌ）は、熱処理工程中及び高温浸炭環境下で鋼表面にＡｌ2Ｏ3皮膜を形成し、鋼の耐浸炭性を高める。特に本発明にて想定している高温浸炭環境においては、従来用いられているＣｒ2Ｏ3皮膜と比較して、Ａｌ2Ｏ3皮膜は熱力学的に安定である。Ａｌ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ａｌ含有量が高すぎれば、製造工程中に、たとえばγ’−Ｎｉ3Ａｌなどの、Ａｌを含有する金属間化合物が粗大に析出する。粗大な金属間化合物は、鋼の高温クリープ強度を著しく低下させる。したがって、Ａｌ含有量は２．５０％超〜３．５０％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は２．５５％であり、さらに好ましくは２．６０％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は３．４５％であり、さらに好ましくは３．４０％である。本発明によるオーステナイト系ステンレス鋼において、Ａｌ含有量は、鋼材中に含有する全Ａｌ量を意味する。
Ｎｂ：０．２０〜３．５０％
ニオブ（Ｎｂ）は、析出強化相となる金属間化合物（ラーベス相及びＮｉ3Ｎｂ相）を形成して、結晶粒界及び結晶粒内を析出強化し、鋼のクリープ強度を高める。一方、Ｎｂ含有量が高すぎれば、金属間化合物が過剰に生成して、鋼の靭性が低下する。Ｎｂ含有量が高すぎればさらに、長時間時効後の靭性も低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０．２０〜３．５０％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．２５％であり、さらに好ましくは０．３０％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は３．２０％未満であり、さらに好ましくは３．００％である。
ニオブ（Ｎｂ）は、析出強化相となる金属間化合物（ラーベス相及びＮｉ3Ｎｂ相）を形成して、結晶粒界及び結晶粒内を析出強化し、鋼のクリープ強度を高める。一方、Ｎｂ含有量が高すぎれば、金属間化合物が過剰に生成して、鋼の靭性が低下する。Ｎｂ含有量が高すぎればさらに、長時間時効後の靭性も低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０．２０〜３．５０％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．２５％であり、さらに好ましくは０．３０％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は３．２０％未満であり、さらに好ましくは３．００％である。
Ｚｒ：０．０００１〜０．１０００％、Ｈｆ：０．０００１〜０．１０００％、Ｓｎ：０．０００１〜０．１０００％及びＡｓ：０．０００１〜０．１０００％からなる群から選択される１種又は２種以上
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、ジルコニウム（Ｚｒ）、ハフニウム（Ｈｆ）、錫（Ｓｎ）及び砒素（Ａｓ）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。含有される場合のＺｒ、Ｈｆ、Ｓｎ及びＡｓの各含有量は、以下のとおりである。ただし、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｓｎ及びＡｓの含有量は、後述する式（１）を満たす。
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、ジルコニウム（Ｚｒ）、ハフニウム（Ｈｆ）、錫（Ｓｎ）及び砒素（Ａｓ）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。含有される場合のＺｒ、Ｈｆ、Ｓｎ及びＡｓの各含有量は、以下のとおりである。ただし、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｓｎ及びＡｓの含有量は、後述する式（１）を満たす。
Ｚｒ：０．０００１〜０．１０００％
ジルコニウム（Ｚｒ）は熱処理工程中及び高温浸炭環境下で、Ａｌ2Ｏ3形成の阻害要因となるＣ、Ｎ、Ｏと結合し、炭窒化物及び酸化物を形成する。その結果、Ａｌ2Ｏ3皮膜の形成を促進する。一方、Ｚｒ含有量が高すぎれば、鋼中の短窒化物及び酸化物の体積率が過剰に高くなり、熱間加工性が低下する。したがって、Ｚｒ含有量は０．０００１〜０．１０００％である。Ｚｒ含有量の好ましい下限は０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００２０％である。Ｚｒ含有量の好ましい上限は０．０８００％であり、さらに好ましくは０．０５００％である。
ジルコニウム（Ｚｒ）は熱処理工程中及び高温浸炭環境下で、Ａｌ2Ｏ3形成の阻害要因となるＣ、Ｎ、Ｏと結合し、炭窒化物及び酸化物を形成する。その結果、Ａｌ2Ｏ3皮膜の形成を促進する。一方、Ｚｒ含有量が高すぎれば、鋼中の短窒化物及び酸化物の体積率が過剰に高くなり、熱間加工性が低下する。したがって、Ｚｒ含有量は０．０００１〜０．１０００％である。Ｚｒ含有量の好ましい下限は０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００２０％である。Ｚｒ含有量の好ましい上限は０．０８００％であり、さらに好ましくは０．０５００％である。
Ｈｆ：０．０００１〜０．１０００％
ハフニウム（Ｈｆ）は熱処理工程中及び高温浸炭環境下で、Ａｌ2Ｏ3形成の阻害要因となるＣ、Ｎ、Ｏと結合し、炭窒化物及び酸化物を形成する。その結果、Ａｌ2Ｏ3皮膜の形成を促進する。一方、Ｈｆ含有量が高すぎれば、鋼中の短窒化物及び酸化物の体積率が過剰に高くなり、熱間加工性が低下する。したがって、Ｈｆ含有量は０．０００１〜０．１０００％である。Ｈｆ含有量の好ましい下限は０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００２０％である。Ｈｆ含有量の好ましい上限は０．０８００％であり、さらに好ましくは０．０５００％である。
ハフニウム（Ｈｆ）は熱処理工程中及び高温浸炭環境下で、Ａｌ2Ｏ3形成の阻害要因となるＣ、Ｎ、Ｏと結合し、炭窒化物及び酸化物を形成する。その結果、Ａｌ2Ｏ3皮膜の形成を促進する。一方、Ｈｆ含有量が高すぎれば、鋼中の短窒化物及び酸化物の体積率が過剰に高くなり、熱間加工性が低下する。したがって、Ｈｆ含有量は０．０００１〜０．１０００％である。Ｈｆ含有量の好ましい下限は０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００２０％である。Ｈｆ含有量の好ましい上限は０．０８００％であり、さらに好ましくは０．０５００％である。
Ｓｎ：０．０００１〜０．１０００％
錫（Ｓｎ）は熱処理工程中及び高温浸炭環境下で、Ａｌ2Ｏ3形成の阻害要因となるＣ、Ｎ、Ｏと結合し、炭窒化物及び酸化物を形成する。その結果、Ａｌ2Ｏ3皮膜の形成を促進する。一方、Ｓｎ含有量が高すぎれば、鋼中の短窒化物及び酸化物の体積率が過剰に高くなり、熱間加工性が低下する。したがって、Ｓｎ含有量は０．０００１〜０．１０００％である。Ｓｎ含有量の好ましい下限は０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００２０％である。Ｓｎ含有量の好ましい上限は０．０５００％であり、さらに好ましくは０．０１００％である。
錫（Ｓｎ）は熱処理工程中及び高温浸炭環境下で、Ａｌ2Ｏ3形成の阻害要因となるＣ、Ｎ、Ｏと結合し、炭窒化物及び酸化物を形成する。その結果、Ａｌ2Ｏ3皮膜の形成を促進する。一方、Ｓｎ含有量が高すぎれば、鋼中の短窒化物及び酸化物の体積率が過剰に高くなり、熱間加工性が低下する。したがって、Ｓｎ含有量は０．０００１〜０．１０００％である。Ｓｎ含有量の好ましい下限は０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００２０％である。Ｓｎ含有量の好ましい上限は０．０５００％であり、さらに好ましくは０．０１００％である。
Ａｓ：０．０００１〜０．１０００％
砒素（Ａｓ）は熱処理工程中及び高温浸炭環境下で、Ａｌ2Ｏ3形成の阻害要因となるＣ、Ｎ、Ｏと結合し、炭窒化物及び酸化物を形成する。その結果、Ａｌ2Ｏ3皮膜の形成を促進する。一方、Ａｓ含有量が高すぎれば、鋼中の短窒化物及び酸化物の体積率が過剰に高くなり、熱間加工性が低下する。したがって、Ａｓ含有量は０．０００１〜０．１０００％である。Ａｓ含有量の好ましい下限は０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００２０％である。Ａｓ含有量の好ましい上限は０．０５００％であり、さらに好ましくは０．０１００％である。
砒素（Ａｓ）は熱処理工程中及び高温浸炭環境下で、Ａｌ2Ｏ3形成の阻害要因となるＣ、Ｎ、Ｏと結合し、炭窒化物及び酸化物を形成する。その結果、Ａｌ2Ｏ3皮膜の形成を促進する。一方、Ａｓ含有量が高すぎれば、鋼中の短窒化物及び酸化物の体積率が過剰に高くなり、熱間加工性が低下する。したがって、Ａｓ含有量は０．０００１〜０．１０００％である。Ａｓ含有量の好ましい下限は０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００２０％である。Ａｓ含有量の好ましい上限は０．０５００％であり、さらに好ましくは０．０１００％である。
Ｚｒ、Ｈｆ、Ｓｎ及びＡｓからなる群から選択される１種又は２種以上が含有されればよい。したがって、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｓｎ及びＡｓのうちいずれかの元素が含有されれば、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｓｎ及びＡｓのうち他の元素については含有されなくても良い。
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の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここで、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、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
［任意元素について］
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、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗ、Ｂ、Ｖ及びＣｕ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、いずれも鋼のクリープ強度を高める。
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、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗ、Ｂ、Ｖ及びＣｕ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、いずれも鋼のクリープ強度を高める。
Ｔｉ：０〜０．２０％未満
チタン（Ｔｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｔｉは、析出強化相となる金属間化合物（ラーベス相及びＮｉ3Ｔｉ相）を形成して、析出強化によりクリープ強度を高める。一方、Ｔｉ含有量が高すぎれば、金属間化合物が過剰に生成して、高温延性及び熱間加工性が低下する。Ｔｉ含有量が高すぎればさらに、長時間時効後の靭性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０〜０．２０％未満である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．００５％であり、さらに好ましくは、０．０１０％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．１５％であり、さらに好ましくは、０．１０％である。
チタン（Ｔｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｔｉは、析出強化相となる金属間化合物（ラーベス相及びＮｉ3Ｔｉ相）を形成して、析出強化によりクリープ強度を高める。一方、Ｔｉ含有量が高すぎれば、金属間化合物が過剰に生成して、高温延性及び熱間加工性が低下する。Ｔｉ含有量が高すぎればさらに、長時間時効後の靭性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０〜０．２０％未満である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．００５％であり、さらに好ましくは、０．０１０％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．１５％であり、さらに好ましくは、０．１０％である。
Ｍｏ：０〜０．１０％
モリブデン（Ｍｏ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｍｏは、母相であるオーステナイトに固溶する。固溶したＭｏは、固溶強化によりクリープ強度を高める。一方、Ｍｏ含有量が高すぎれば、熱間加工性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０〜０．１０％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．０８％であり、さらに好ましくは０．０５％である。
モリブデン（Ｍｏ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｍｏは、母相であるオーステナイトに固溶する。固溶したＭｏは、固溶強化によりクリープ強度を高める。一方、Ｍｏ含有量が高すぎれば、熱間加工性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０〜０．１０％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．０８％であり、さらに好ましくは０．０５％である。
Ｗ：０〜０．２０％
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。含有される場合、Ｗは、母相であるオーステナイトに固溶する。固溶したＷは、固溶強化によりクリープ強度を高める。一方、Ｗ含有量が高すぎれば、熱間加工性が低下する。したがって、Ｗ含有量は０〜０．２０％である。Ｗ含有量の好ましい下限は０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。Ｗ含有量の好ましい上限は０．１５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。
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。含有される場合、Ｗは、母相であるオーステナイトに固溶する。固溶したＷは、固溶強化によりクリープ強度を高める。一方、Ｗ含有量が高すぎれば、熱間加工性が低下する。したがって、Ｗ含有量は０〜０．２０％である。Ｗ含有量の好ましい下限は０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。Ｗ含有量の好ましい上限は０．１５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。
Ｂ：０〜０．１０００％
ボロン（Ｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｂは粒界に偏析して、粒界での金属間化合物の析出を促進する。これにより、鋼のクリープ強度を高める。一方、Ｂ含有量が高すぎれば、鋼の溶接性及び熱間加工性が低下する。したがって、Ｂ含有量は０〜０．１０００％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。Ｂ含有量の好ましい上限は０．０８００％であり、さらに好ましくは０．０６００％である。
ボロン（Ｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｂは粒界に偏析して、粒界での金属間化合物の析出を促進する。これにより、鋼のクリープ強度を高める。一方、Ｂ含有量が高すぎれば、鋼の溶接性及び熱間加工性が低下する。したがって、Ｂ含有量は０〜０．１０００％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。Ｂ含有量の好ましい上限は０．０８００％であり、さらに好ましくは０．０６００％である。
Ｖ：０〜０．５００％
バナジウム（Ｖ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｖは、Ｔｉと同様に金属間化合物を形成し、鋼のクリープ強度を高める。一方、Ｖ含有量が高すぎれば、鋼中の金属間化合物の堆積率が過剰に高くなり、熱間加工性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０〜０．５００％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．３００％であり、さらに好ましくは０．１００％である。
バナジウム（Ｖ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｖは、Ｔｉと同様に金属間化合物を形成し、鋼のクリープ強度を高める。一方、Ｖ含有量が高すぎれば、鋼中の金属間化合物の堆積率が過剰に高くなり、熱間加工性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０〜０．５００％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．３００％であり、さらに好ましくは０．１００％である。
Ｃｕ：０〜５．０％
銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃｕはオーステナイトを安定化する。Ｃｕはさらに、析出強化により鋼の強度及びクリープ強度を高める。一方で、Ｃｕ含有量が高すぎれば、鋼の延性及び熱間加工性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０〜５．０％である。Ｃｕ含有量の好ましい下限は０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は３．０％であり、さらに好ましくは１．０％である。
銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃｕはオーステナイトを安定化する。Ｃｕはさらに、析出強化により鋼の強度及びクリープ強度を高める。一方で、Ｃｕ含有量が高すぎれば、鋼の延性及び熱間加工性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０〜５．０％である。Ｃｕ含有量の好ましい下限は０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は３．０％であり、さらに好ましくは１．０％である。
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。
Ｃａ：０〜０．０５００％
カルシウム（Ｃａ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃａは、Ｓを硫化物として固定し、熱間加工性を高める。一方、Ｃａ含有量が高すぎれば、靱性及び延性が低下する。そのため、熱間加工性が低下する。Ｃａ含有量が高すぎればさらに、清浄性が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０〜０．０５００％である。Ｃａ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。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．０３００％であり、さらに好ましくは０．０１００％である。
カルシウム（Ｃａ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃａは、Ｓを硫化物として固定し、熱間加工性を高める。一方、Ｃａ含有量が高すぎれば、靱性及び延性が低下する。そのため、熱間加工性が低下する。Ｃａ含有量が高すぎればさらに、清浄性が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０〜０．０５００％である。Ｃａ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。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．０３００％であり、さらに好ましくは０．０１００％である。
Ｍｇ：０〜０．０５００％
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。含有される場合、Ｍｇは、Ｓを硫化物として固定し、鋼の熱間加工性を高める。一方、Ｍｇ含有量が高すぎれば、靱性及び延性が低下する。そのため、熱間加工性が低下する。Ｍｇ含有量が高すぎればさらに、清浄性が低下する。したがって、Ｍｇ含有量は０〜０．０５００％である。Ｍｇ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０．０３００％であり、さらに好ましくは０．０１００％である。
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。含有される場合、Ｍｇは、Ｓを硫化物として固定し、鋼の熱間加工性を高める。一方、Ｍｇ含有量が高すぎれば、靱性及び延性が低下する。そのため、熱間加工性が低下する。Ｍｇ含有量が高すぎればさらに、清浄性が低下する。したがって、Ｍｇ含有量は０〜０．０５００％である。Ｍｇ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０．０３００％であり、さらに好ましくは０．０１００％である。
ＲＥＭ：０〜０．１０００％
希土類元素（ＲＥＭ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、ＲＥＭは、Ｓを硫化物として固定し、熱間加工性を高める。ＲＥＭはさらに、酸化物を形成して、耐食性、クリープ強度、及びクリープ延性を高める。しかしながら、ＲＥＭ含有量が高すぎれば、酸化物等の介在物が多くなり、熱間加工性及び溶接性を低下させ、製造コストが上昇する。したがって、ＲＥＭ含有量は０〜０．１０００％である。ＲＥＭ含有量の好ましい下限は０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。ＲＥＭ含有量の好ましい上限は０．０９００％であり、さらに好ましくは０．０８００％である。
希土類元素（ＲＥＭ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、ＲＥＭは、Ｓを硫化物として固定し、熱間加工性を高める。ＲＥＭはさらに、酸化物を形成して、耐食性、クリープ強度、及びクリープ延性を高める。しかしながら、ＲＥＭ含有量が高すぎれば、酸化物等の介在物が多くなり、熱間加工性及び溶接性を低下させ、製造コストが上昇する。したがって、ＲＥＭ含有量は０〜０．１０００％である。ＲＥＭ含有量の好ましい下限は０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。ＲＥＭ含有量の好ましい上限は０．０９００％であり、さらに好ましくは０．０８００％である。
本明細書において、ＲＥＭとは、Ｓｃ、Ｙ及びランタノイドの合計１７元素の総称である。ＲＥＭ含有量は、オーステナイト系ステンレス鋼に含有されるＲＥＭがこれらの元素のうち１種である場合、その元素の含有量を意味する。オーステナイト系ステンレス鋼に含有されるＲＥＭが２種以上である場合、ＲＥＭ含有量は、それらの元素の総含有量を意味する。ＲＥＭ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、ＲＥＭ含有量が上記の範囲となるように含有させてもよい。
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Ｎを含有してもよい。Ｎは任意元素であり、オーステナイトを安定化する。
Ｎ：０〜０．０３０％
窒素（Ｎ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｎは、オーステナイトを安定化する。一方、Ｎ含有量が高すぎれば、熱処理後でも未固溶で残存する粗大な窒化物及び／又は炭窒化物が生成する。粗大な窒化物及び／又は炭窒化物は鋼の靱性を低下する。したがって、Ｎ含有量は０〜０．０３０％である。Ｎの好ましい下限は０．０００５％である。Ｎの好ましい上限は０．０１０％である。
窒素（Ｎ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｎは、オーステナイトを安定化する。一方、Ｎ含有量が高すぎれば、熱処理後でも未固溶で残存する粗大な窒化物及び／又は炭窒化物が生成する。粗大な窒化物及び／又は炭窒化物は鋼の靱性を低下する。したがって、Ｎ含有量は０〜０．０３０％である。Ｎの好ましい下限は０．０００５％である。Ｎの好ましい上限は０．０１０％である。
本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼は、上述の化学組成を満たし、かつ、以下の式（１）を満たす。これによって初めて、耐浸炭性に優れ、高い高温クリープ強度を有するオーステナイト系ステンレス鋼が得られる。
［式（１）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式（１）を満たす。
０．０６≦１．９６×Ｚｒ＋Ｈｆ＋１．５０×Ｓｎ＋２．３８×Ａｓ≦０．５５ （１）
ここで、式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼は式（１）を満たす。
０．０６≦１．９６×Ｚｒ＋Ｈｆ＋１．５０×Ｓｎ＋２．３８×Ａｓ≦０．５５ （１）
ここで、式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
オーステナイト系ステンレス鋼の耐浸炭性を向上させるためには、保護皮膜として鋼表面にＡｌ2Ｏ3を形成することが重要である。Ａｌ2Ｏ3の形成を促進するためには、オーステナイト系ステンレス鋼中のＡｌ濃度を増加させることが最も効果的である。しかしながら、前述の通りＡｌを３．５０％より多く添加すると、高温クリープ強度が著しく低下する。本開示では、オーステナイト系ステンレス鋼にＺｒ、Ｈｆ、Ｓｎ及びＡｓからなる群から選択される１種又は２種以上を添加する。これにより、Ａｌが３．５％以下であっても、鋼表面にＡｌ2Ｏ3を均一に形成することができる。
ＦＮ１＝１．９６×Ｚｒ＋Ｈｆ＋１．５０×Ｓｎ＋２．３８×Ａｓと定義する。ＦＮ１の値が０．０６未満では、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｓｎ及びＡｓの効果を得ることができない。一方で、これらの元素を過剰に添加すると、Ａｌ2Ｏ3皮膜の形成を促進する効果が飽和するだけでなく、オーステナイト系ステンレス鋼のミクロ組織中に粗大な析出物が形成される。粗大な析出物は、オーステナイト系ステンレス鋼の高温クリープ強度を著しく低下させる。具体的には、ＦＮ１の値が０．５５超であれば、高温クリープ強度が低下する。そのため、良好な高温クリープ強度を維持しながら、Ａｌ2Ｏ3の形成を促進する効果を得るには、ＦＮ１の値は０．０６〜０．５５である必要がある。
ＦＮ１の値の下限は好ましくは０．０８であり、より好ましくは０．０９であり、さらに好ましくは０．１０である。ＦＮ１の値の上限は好ましくは０．５０であり、より好ましくは０．４８であり、さらに好ましくは０．４６であり、さらに好ましくは０．４４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、鋼管である。オーステナイト系ステンレス鋼管は、化学プラント用反応管として使用される。オーステナイト系ステンレス鋼は、板材、棒材、線材等であってもよい。
［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の一例として、鋼管の製造方法を説明する。
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の一例として、鋼管の製造方法を説明する。
［準備工程］
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。溶鋼を用いて、鋳造により素材を製造する。素材は、造塊法によるインゴットであってもよいし、連続鋳造法によるスラブやブルーム、ビレット等の鋳片であってもよい。素材に対して、酸洗処理後に、ショット加工及び／又は切削加工を実施してもよい。
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。溶鋼を用いて、鋳造により素材を製造する。素材は、造塊法によるインゴットであってもよいし、連続鋳造法によるスラブやブルーム、ビレット等の鋳片であってもよい。素材に対して、酸洗処理後に、ショット加工及び／又は切削加工を実施してもよい。
［熱間鍛造工程］
製造された素材に対して熱間鍛造を実施して円柱素材を製造してもよい。熱間鍛造を実施すれば、準備工程で製造した溶鋼の内部組織を、凝固組織から均質な整粒組織へと変化させることができる。熱間鍛造の温度は特に限定されないが、たとえば、９００〜１３００℃である。
製造された素材に対して熱間鍛造を実施して円柱素材を製造してもよい。熱間鍛造を実施すれば、準備工程で製造した溶鋼の内部組織を、凝固組織から均質な整粒組織へと変化させることができる。熱間鍛造の温度は特に限定されないが、たとえば、９００〜１３００℃である。
［熱間加工工程］
準備工程で製造された素材、又は熱間鍛造された素材（円柱素材）に対して熱間加工を実施して、鋼素管を製造してもよい。たとえば、機械加工により円柱素材中心に貫通孔を形成する。貫通孔が形成された円柱素材に対して熱間押出を実施して、鋼素管を製造する。熱間押出の加工温度は特に限定されないが、たとえば９００〜１３００℃である。円柱素材を穿孔圧延（マンネスマン法等）して鋼素管を製造してもよい。
準備工程で製造された素材、又は熱間鍛造された素材（円柱素材）に対して熱間加工を実施して、鋼素管を製造してもよい。たとえば、機械加工により円柱素材中心に貫通孔を形成する。貫通孔が形成された円柱素材に対して熱間押出を実施して、鋼素管を製造する。熱間押出の加工温度は特に限定されないが、たとえば９００〜１３００℃である。円柱素材を穿孔圧延（マンネスマン法等）して鋼素管を製造してもよい。
［冷間加工工程］
熱間加工後の鋼素管に対して冷間加工を実施し、中間材を製造してもよい。冷間加工はたとえば、冷間引抜等である。冷間加工工程において鋼表面に歪を付与すれば、Ａｌが鋼表面に移動しやすくなる。冷間加工の加工率は特に限定されないが、たとえば１０〜９０％である。
熱間加工後の鋼素管に対して冷間加工を実施し、中間材を製造してもよい。冷間加工はたとえば、冷間引抜等である。冷間加工工程において鋼表面に歪を付与すれば、Ａｌが鋼表面に移動しやすくなる。冷間加工の加工率は特に限定されないが、たとえば１０〜９０％である。
［熱処理工程］
準備工程で製造された素材、熱間加工後の鋼素管、又は、冷間加工後の中間材に対して、溶体化処理として、大気雰囲気で熱処理を実施してもよい。大気雰囲気での熱処理により、組織中の結晶粒を再結晶させ、均一な整粒組織を得ることができる。
準備工程で製造された素材、熱間加工後の鋼素管、又は、冷間加工後の中間材に対して、溶体化処理として、大気雰囲気で熱処理を実施してもよい。大気雰囲気での熱処理により、組織中の結晶粒を再結晶させ、均一な整粒組織を得ることができる。
熱処理条件は特に限定されないが、たとえば熱処理温度は９００〜１３００℃であり、熱処理時間は１．０〜６０．０分である。
熱処理後の中間材に対して、鋼表面に形成したスケールの除去を行ってもよい。スケールの除去はたとえば、酸洗処理、ショット加工及び／又は切削加工により行ってもよい。酸洗処理後に、ショット加工及び／又はブラスト加工を実施してもよい。
酸洗処理により、鋼表面に形成したスケールを除去できる。酸洗条件は特に限定されないが、酸洗にはたとえば硝酸と塩酸の混酸溶液を用い、酸洗時間はたとえば、３０〜６０分である。
ショット加工及び／又は切削加工により、鋼表面に形成したスケールを除去できる。ショット加工及び／又は切削加工を行えばさらに、鋼表面へ歪みを付与できる。ショット加工におけるショット粒の素材及び形状、ショット加工及び／又は切削加工の処理条件は指定しないが、鋼表面のスケールの剥離、又は鋼表面への歪みの付与に十分な素材、形状、及び処理条件とする。
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。なお、上記では鋼管の製造方法について説明した。しかしながら、同様の製造方法（準備工程、熱間鍛造工程、熱間加工工程、冷間加工工程、熱処理工程）により、板材、棒材、線材等を製造してもよい。本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼は、鋼管に適用することが特に好ましい。したがって、好ましくは、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼は、オーステナイト系ステンレス鋼管である。
［製造方法］
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において、ＲＥＭとは、Ｌａ、Ｃｅ及びＮｄの検出量の総和である。
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において、ＲＥＭとは、Ｌａ、Ｃｅ及びＮｄの検出量の総和である。
上記溶鋼を用いて、円柱状のインゴットを製造した。インゴットに対して溶体化処理を実施して、中間材を製造した。
［浸炭試験］
得られた中間材から、機械加工により８ｍｍ×２０ｍｍ×３０ｍｍの試験片を製造した。試験片に対して、＃６００エメリー湿式研磨紙を用いて、全面を研磨仕上げした。研磨仕上げ後、アセトン中で超音波脱脂を行った。各試験番号の試験片を、６７ｖｏｌ．％Ｈ2−３０ｖｏｌ．％ＣＨ4−３ｖｏｌ．％ＣＯ2雰囲気にて１１００℃×９６時間保持した。浸炭後の試験片表面を＃６００研磨紙で乾式手研磨して、表面のスケール等を除去した。スケール除去後の試験片表面から０．５ｍｍピッチで４層分の分析切粉を採取した。得られた分析切粉について、高周波燃焼赤外吸収法にてＣ濃度を測定した。測定結果から、鋼に元から含有されているＣ濃度を差し引いて、侵入Ｃ量とした。４層分の侵入Ｃ量の平均を、平均侵入Ｃ量（質量％）とした。結果を表２の「平均侵入Ｃ量（質量％）」に示す。
得られた中間材から、機械加工により８ｍｍ×２０ｍｍ×３０ｍｍの試験片を製造した。試験片に対して、＃６００エメリー湿式研磨紙を用いて、全面を研磨仕上げした。研磨仕上げ後、アセトン中で超音波脱脂を行った。各試験番号の試験片を、６７ｖｏｌ．％Ｈ2−３０ｖｏｌ．％ＣＨ4−３ｖｏｌ．％ＣＯ2雰囲気にて１１００℃×９６時間保持した。浸炭後の試験片表面を＃６００研磨紙で乾式手研磨して、表面のスケール等を除去した。スケール除去後の試験片表面から０．５ｍｍピッチで４層分の分析切粉を採取した。得られた分析切粉について、高周波燃焼赤外吸収法にてＣ濃度を測定した。測定結果から、鋼に元から含有されているＣ濃度を差し引いて、侵入Ｃ量とした。４層分の侵入Ｃ量の平均を、平均侵入Ｃ量（質量％）とした。結果を表２の「平均侵入Ｃ量（質量％）」に示す。
［クリープ破断試験］
上記で得られた中間材から、クリープ試験片を作製した。クリープ試験片は、中間材の中心部から円柱長さ方向に平行に採取した。クリープ試験片は丸棒試験片であり、平行部の直径は６ｍｍ、評点間距離は３０ｍｍであった。得られたクリープ試験片を用いて、クリープ破断試験を実施した。クリープ破断試験は、１０００℃の大気雰囲気において、１５ＭＰａの引張り負荷をかけて実施した。破断時間が１．０×１０3時間以上のものを合格（○）とした。破断時間が１．０×１０3時間未満のものを不合格（×）とした。結果を表２の「高温クリープ強度」に示す。
上記で得られた中間材から、クリープ試験片を作製した。クリープ試験片は、中間材の中心部から円柱長さ方向に平行に採取した。クリープ試験片は丸棒試験片であり、平行部の直径は６ｍｍ、評点間距離は３０ｍｍであった。得られたクリープ試験片を用いて、クリープ破断試験を実施した。クリープ破断試験は、１０００℃の大気雰囲気において、１５ＭＰａの引張り負荷をかけて実施した。破断時間が１．０×１０3時間以上のものを合格（○）とした。破断時間が１．０×１０3時間未満のものを不合格（×）とした。結果を表２の「高温クリープ強度」に示す。
［評価結果］
表１及び表２を参照して、鋼種Ａ〜鋼種Ｊ及び鋼種Ｖ〜鋼種ＤＤは、各元素の含有量が適切であり、ＦＮ１が式（１）を満たす化学組成を有した。その結果、侵入Ｃは０．２０％以下であり、優れた耐浸炭性を示した。鋼種Ａ〜鋼種Ｊ及び鋼種Ｖ〜鋼種ＤＤはさらに、１０００℃でのクリープ破断試験の破断時間が１．０×１０3時間以上であり、高い高温クリープ強度を示した。
表１及び表２を参照して、鋼種Ａ〜鋼種Ｊ及び鋼種Ｖ〜鋼種ＤＤは、各元素の含有量が適切であり、ＦＮ１が式（１）を満たす化学組成を有した。その結果、侵入Ｃは０．２０％以下であり、優れた耐浸炭性を示した。鋼種Ａ〜鋼種Ｊ及び鋼種Ｖ〜鋼種ＤＤはさらに、１０００℃でのクリープ破断試験の破断時間が１．０×１０3時間以上であり、高い高温クリープ強度を示した。
一方、鋼種Ｋでは、Ｃ含有量が低すぎた。その結果、１０００℃でのクリープ破断試験の破断時間が１．０×１０3時間未満であり、高温クリープ強度が低かった。
鋼種Ｌでは、Ｎｉ含有量が低すぎた。その結果、侵入Ｃ量が０．３５％であり、耐浸炭性が低かった。鋼種Ｌではさらに、１０００℃でのクリープ破断試験の破断時間が１．０×１０3時間未満であり、高温クリープ強度が低かった。
鋼種Ｍでは、Ａｌ含有量が低すぎた。その結果、侵入Ｃ量が０．５２％であり、耐浸炭性が低かった。
鋼種Ｎでは、Ａｌ含有量が高すぎた。その結果、１０００℃でのクリープ破断試験の破断時間が１．０×１０3時間未満であり、高温クリープ強度が低かった。
鋼種Ｏでは、Ｚｒ含有量が高すぎ、さらに、ＦＮ１の値が高すぎた。その結果、１０００℃でのクリープ破断試験の破断時間が１．０×１０3時間未満であり、高温クリープ強度が低かった。
鋼種Ｐでは、Ｈｆ含有量が高すぎ、さらに、ＦＮ１の値が高すぎた。その結果、１０００℃でのクリープ破断試験の破断時間が１．０×１０3時間未満であり、高温クリープ強度が低かった。
鋼種Ｑでは、Ｓｎ含有量が高すぎ、さらに、ＦＮ１の値が高すぎた。その結果、１０００℃でのクリープ破断試験の破断時間が１．０×１０3時間未満であり、高温クリープ強度が低かった。
鋼種Ｒでは、Ａｓ含有量が高すぎ、さらに、ＦＮ１の値が高すぎた。その結果、１０００℃でのクリープ破断試験の破断時間が１．０×１０3時間未満であり、高温クリープ強度が低かった。
鋼種Ｓでは、各元素の含有量は適切であったものの、ＦＮ１の値が低すぎた。その結果、侵入Ｃ量が０．３６％であり、耐浸炭性が低かった。
鋼種Ｔでは、各元素の含有量は適切であったものの、ＦＮ１の値が高すぎた。その結果、１０００℃でのクリープ破断試験の破断時間が１．０×１０3時間未満であり、高温クリープ強度が低かった。
鋼種Ｕでは、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｓｎ及びＡｓのいずれの含有量も検出限界値未満であり、よって、ＦＮ１の値が低すぎた。その結果、侵入Ｃ量が０．４６％であり、耐浸炭性が低かった。
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。
Claims (4)
- 質量％で、
Ｃ：０．２５０〜０．７００％、
Ｓｉ：０．０１〜２．００％、
Ｍｎ：２．００％以下、
Ｐ：０．０４０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ｃｒ：１０．００〜２５．００％未満、
Ｎｉ：３０．００〜６０．００％、
Ａｌ：２．５０％超〜３．５０％、
Ｎｂ：０．２０〜３．５０％、
Ｚｒ：０．０００１〜０．１０００％、Ｈｆ：０．０００１〜０．１０００％、Ｓｎ：０．０００１〜０．１０００％及びＡｓ：０．０００１〜０．１０００％からなる群から選択される１種又は２種以上、
Ｔｉ：０〜０．２０％未満、
Ｍｏ：０〜０．１０％、
Ｗ：０〜０．２０％、
Ｂ：０〜０．１０００％、
Ｖ：０〜０．５００％、
Ｃｕ：０〜５．０％、
Ｃａ：０〜０．０５００％、
Ｍｇ：０〜０．０５００％、
ＲＥＭ：０〜０．１０００％、
Ｎ：０〜０．０３０％、及び、
残部は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。
０．０６≦１．９６×Ｚｒ＋Ｈｆ＋１．５０×Ｓｎ＋２．３８×Ａｓ≦０．５５ （１）
ここで、式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量（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、
前記化学組成は、質量％で、
Ｔｉ：０．００５〜０．２０％未満、
Ｍｏ：０．００５〜０．１０％、
Ｗ：０．００５〜０．２０％、
Ｂ：０．０００１〜０．１０００％、
Ｖ：０．００１〜０．５００％、及び、
Ｃｕ：０．００５〜５．０％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。 - 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、
前記化学組成は、質量％で、
Ｃａ：０．０００１〜０．０５００％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．０５００％、及び、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．１０００％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〜請求項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、
前記化学組成は、質量％で、
Ｎ：０．０００５〜０．０３０％を含有する、オーステナイト系ステンレス鋼。
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