JP2021066917A - オーステナイト系ステンレス鋼 - Google Patents
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Abstract
【課題】硫黄酸化物を含む高温蒸気環境での耐食性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼の提供【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１５％、 Ｓｉ：２．５〜５．０％、Ｍｎ：０．１５〜０．５０％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｎｉ：８．０〜１５．０％、Ｃｒ：１８．０〜２３．０％、Ｂ：０．０２〜０．０８％、Ｎ：０．００５〜０．１０％、ＲＥＭ：０．００２〜０．０１％、Ｃｕ：０〜０．２％、Ｍｏ：０〜０．３５％、Ｔｉ：０〜０．１５％、Ａｌ：０〜０．１％、Ｍｇ：０〜０．００２％、Ｃａ：０〜０．００３％、残部：Ｆｅおよび不純物であり、「Ｓｉ／１４−（Ａｌ／１８＋Ｔｉ／２４）≧０．１７２」を満足する、オーステナイト系ステンレス鋼。【選択図】 なし
Description
本発明は、オーステナイト系ステンレス鋼に関する。
将来の水素社会の実現に向けて、化石燃料に依存しない、すなわち二酸化炭素の発生を伴わないクリーンなエネルギーを用いて水素を製造するプロセスの開発が必要になっている。エネルギー源には、太陽光もしくは風力等の再生可能エネルギー、原子力エネルギー等が挙げられる。そのなかでも原子力エネルギーはエネルギー量、エネルギー密度、その供給安定性に最も優れると考えられている。軽水炉では、一旦取りだした電気エネルギーを用い、電気分解などの方法で水素製造することになる。また、近年、炉心をヘリウムガスによって冷却し、熱交換して高温の熱を取り出す高温ガス炉が注目されている。
高温ガス炉で発生した高温の熱は発電だけでなく、直接水素製造に用いることができる。水素製造の方法としては、硫酸とヨウ化水素との熱分解を組み込んだＩＳプロセス、高温水電解（水蒸気電解）等が考えられている。ＩＳプロセスは化学的な水素製造ともいわれ、大量の水素製造に適している。原理的には下記のとおりであり、高温の硫酸およびヨウ化水素の分解が含まれ、これらの反応は白金等の触媒により進行する。
Ｈ２ＳＯ４ → ＳＯ３＋Ｈ２Ｏ（硫酸の熱分解：３００度以上)
ＳＯ３ → ＳＯ２＋１／２Ｏ２（ＳＯ３の分解：≧８５０℃）
２ＨＩ → Ｈ２＋Ｉ２（ヨウ化水素の分解：４００℃）
ＳＯ２＋Ｉ２＋２Ｈ２Ｏ → ２ＨＩ＋Ｈ２ＳＯ４（ブンゼン反応：２００℃）
Ｈ２Ｏ → Ｈ２＋１／２Ｏ２（全体反応）
ＳＯ３ → ＳＯ２＋１／２Ｏ２（ＳＯ３の分解：≧８５０℃）
２ＨＩ → Ｈ２＋Ｉ２（ヨウ化水素の分解：４００℃）
ＳＯ２＋Ｉ２＋２Ｈ２Ｏ → ２ＨＩ＋Ｈ２ＳＯ４（ブンゼン反応：２００℃）
Ｈ２Ｏ → Ｈ２＋１／２Ｏ２（全体反応）
本プロセスの主たる課題には、装置／プラントに用いる材料の耐食性の向上および触媒の性能向上が挙げられる。反応には高温の強酸を用いるので、装置機器、配管類の腐食または劣化が深刻となる。特に硫酸分解部は極めて強い腐食環境に曝されるので、通常の金属材料では腐食は避けられない。触媒を用いるプロセスについては触媒自身の活性および耐久性が不十分であり、触媒材の開発とともにガス相または液相の接触効率を高める化学工学的な取り組みが進められている。
特許文献１には、表面にＣｒ欠乏層を備え、その外側（表面側）にＣｒ主体の酸化スケール層を設けた、耐コーキング性と耐浸炭性を有するステンレス鋼管が開示されている。
クロムを中心とする酸化皮膜を設けた合金材料は皮膜のバリア性に基づく耐食性が期待されるが、ＩＳプロセスの様な高温の硫酸環境では母材自身の耐食性が十分でない。
本発明は、ＳＯ３、硫酸をはじめとする硫黄酸化物を含む高温蒸気環境での耐食性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼を提供することを目的とする。
本発明者らは、上記の目的を達成するべく、種々のオーステナイト系ステンレス鋼を、ＳＯ３、硫酸をはじめとする硫黄酸化物を含む高温蒸気環境に曝す実験を行い、耐食性を評価した。オーステナイト系ステンレス鋼の主要成分であるＦｅ、ＣｒおよびＮｉのなかではＣｒが最も酸化されやすく、Ｃｒ酸化皮膜は耐食皮膜として知られている。しかし、上記の高温蒸気環境においては、Ｃｒ酸化皮膜よりも腐食速度の小さい酸化皮膜があった。それは、Ｓｉを主体とする腐食生成皮膜（以下、単に「Ｓｉ酸化皮膜」ともいう。）である。本発明者らは、Ｓｉ酸化皮膜を安定的に形成する条件について検討をし、下記の知見を得た。
（Ａ）上記の高温蒸気環境においては、まず、母材に含まれる元素のうち酸素との親和力の高い元素（以下、「元素Ａ」という。）が選択的に酸化される。腐食の初期段階においては、母材の表面に元素Ａの酸化物が島状に生成する。その後、母材の元素Ａの含有量が十分に高い場合には点在した島状のＡ酸化物が徐々に拡大していき、母材の全面を覆う酸化皮膜に成長していく。しかし、元素Ａの含有量が十分に高くない場合には、元素Ａの次に酸化されやすい元素（以下、「元素Ｂ」という。）の酸化物が、元素Ａの酸化物で覆われていない母材表面に島状に生成し、成長していく。そして、元素Ｂの酸化物の生成が終わると、次に酸化されやすい元素が島状に生成し、成長していく、という反応が順次進んでいく。
（Ｂ）Ｓｉ酸化皮膜を安定的に形成するためには、Ｓｉよりも酸化されやすい元素を低減する必要があることが判明した。その元素とは、具体的には、ＡｌおよびＴｉである。しかし、ＡｌおよびＴｉは、製鋼時の脱酸剤としての役割があり、これらの元素量の低減には限界がある。
（Ｃ）そこで、ある程度の量のＡｌおよびＴｉが含まれる場合であっても、Ｓｉ酸化皮膜を安定的に形成するための条件について更に検討した。上記の高温蒸気環境において形成される各元素の酸化物は、それぞれＳｉＯ２、Ａｌ２Ｏ３およびＴｉＯ２であり、Ｓｉ原子１個の酸化に対し酸素原子は２個、Ａｌ原子１個の酸化に対し酸素原子は１．５個、Ｔｉ原子１個の酸化に対し酸素原子２個が必要である。すなわち、「Ｓｉ／１４−（Ａｌ／１８＋Ｔｉ／２４）」の計算値を十分に大きくする必要がある。理論的にはこの計算値を０以上にすればＳｉ酸化皮膜が形成されることになる。実際には各元素の拡散速度の影響などを受ける。
（Ｄ）一般に耐食性改善元素として知られるＣｕおよびＭｏは含有量を増加させても、上記の高温蒸気環境においては、顕著な耐食性の改善はないため、含有させなくてもよい。ただし、上記の高温蒸気環境で使用される前の母材の耐食性を担保する目的で、少量含有させてもよい。
本発明は、上記の知見に基づくものであり、下記のオーステナイト系ステンレス鋼を要旨とする。
質量％で、
Ｃ：０．０４〜０．１５％、
Ｓｉ：２．５〜５．０％、
Ｍｎ：０．１５〜０．５０％、
Ｐ：０．１０％以下、
Ｓ：０．００２％以下、
Ｎｉ：８．０〜１５．０％、
Ｃｒ：１８．０〜２３．０％、
Ｂ：０．０２〜０．０８％、
Ｎ：０．００５〜０．１０％、
ＲＥＭ：０．００２〜０．０１％、
Ｃｕ：０〜０．２％、
Ｍｏ：０〜０．３５％、
Ｔｉ：０〜０．１５％、
Ａｌ：０〜０．１％、
Ｍｇ：０〜０．００２％、
Ｃａ：０〜０．００３％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
下記（１）式を満足する、オーステナイト系ステンレス鋼。
Ｓｉ／１４−（Ａｌ／１８＋Ｔｉ／２４）≧０．１７２ （１）
なお、（１）式中の各元素記号は、各元素の含有量（質量％）を意味する。
質量％で、
Ｃ：０．０４〜０．１５％、
Ｓｉ：２．５〜５．０％、
Ｍｎ：０．１５〜０．５０％、
Ｐ：０．１０％以下、
Ｓ：０．００２％以下、
Ｎｉ：８．０〜１５．０％、
Ｃｒ：１８．０〜２３．０％、
Ｂ：０．０２〜０．０８％、
Ｎ：０．００５〜０．１０％、
ＲＥＭ：０．００２〜０．０１％、
Ｃｕ：０〜０．２％、
Ｍｏ：０〜０．３５％、
Ｔｉ：０〜０．１５％、
Ａｌ：０〜０．１％、
Ｍｇ：０〜０．００２％、
Ｃａ：０〜０．００３％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
下記（１）式を満足する、オーステナイト系ステンレス鋼。
Ｓｉ／１４−（Ａｌ／１８＋Ｔｉ／２４）≧０．１７２ （１）
なお、（１）式中の各元素記号は、各元素の含有量（質量％）を意味する。
本発明によれば、ＳＯ３、硫酸をはじめとする硫黄酸化物を含む高温蒸気環境での耐食性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼を提供することができる。
以下に本発明鋼の化学組成を規定した理由を述べる。なお、各成分の含有量に関する「％」は「質量％」を意味する。
Ｃ：０．０４〜０．１５％
Ｃは、オーステナイト組織を安定にし、また、鋼の強度を向上させる。このため、その含有量は０．０４％以上とする。しかし、過剰に含有させると高温での使用中に炭化物が析出して脆化するので、０．１５％を上限とする。好ましい下限は、０．０６％であり、好ましい上限は、０．１２％である。
Ｃは、オーステナイト組織を安定にし、また、鋼の強度を向上させる。このため、その含有量は０．０４％以上とする。しかし、過剰に含有させると高温での使用中に炭化物が析出して脆化するので、０．１５％を上限とする。好ましい下限は、０．０６％であり、好ましい上限は、０．１２％である。
Ｓｉ：２．５〜５．０％
Ｓｉは、硫黄酸化物を含む高温蒸気中でＳｉ酸化皮膜を形成し腐食を抑制する。このため、その含有量は２．５％以上とする。一方、Ｓｉを過剰に含有させると、加工性が低下するため、５．０％以下とする。好ましい下限は２．８％である。好ましい上限は４．５％であり、より好ましい上限は４．０％である。
Ｓｉは、硫黄酸化物を含む高温蒸気中でＳｉ酸化皮膜を形成し腐食を抑制する。このため、その含有量は２．５％以上とする。一方、Ｓｉを過剰に含有させると、加工性が低下するため、５．０％以下とする。好ましい下限は２．８％である。好ましい上限は４．５％であり、より好ましい上限は４．０％である。
Ｍｎ：０．１５〜０．５０％
Ｍｎは、鋼の脱酸に有効な元素である。このため、その含有量は０．１５％以上とする。しかし、Ｍｎ酸化物は、硫黄酸化物を含む高温蒸気中の耐食性が優れず、また、Ｓｉ酸化被膜中に取り込まれ、Ｓｉ酸化物の形成を阻害し、耐食性を劣化させるので、上限は０．５０％とする。好ましくは０．４０％以下であり、より好ましくは０．３５％以下である。
Ｍｎは、鋼の脱酸に有効な元素である。このため、その含有量は０．１５％以上とする。しかし、Ｍｎ酸化物は、硫黄酸化物を含む高温蒸気中の耐食性が優れず、また、Ｓｉ酸化被膜中に取り込まれ、Ｓｉ酸化物の形成を阻害し、耐食性を劣化させるので、上限は０．５０％とする。好ましくは０．４０％以下であり、より好ましくは０．３５％以下である。
Ｐ：０．１０％以下
Ｐは、不純物として鋼中に含まれる元素である。Ｐは、鋼材の溶接性を悪くするので、含有量は少ない方がよい。特に、Ｐ含有量が０．１０％を超えると、溶接性が著しく低下するので、上限は０．１０％とする。より好ましくは０．０５％以下である。Ｐ含有量は少ない方がよいので、特に下限は定めないが、製造コストの観点から、０．０１０％が実用上の下限である。
Ｐは、不純物として鋼中に含まれる元素である。Ｐは、鋼材の溶接性を悪くするので、含有量は少ない方がよい。特に、Ｐ含有量が０．１０％を超えると、溶接性が著しく低下するので、上限は０．１０％とする。より好ましくは０．０５％以下である。Ｐ含有量は少ない方がよいので、特に下限は定めないが、製造コストの観点から、０．０１０％が実用上の下限である。
Ｓ：０．００２％以下
Ｓは、不純物として鋼中に含まれる元素である。Ｓは、鋼材の溶接性を悪くするので、含有量は少ない方がよい。Ｓは、通常、ＭｎＳとして固定化されるが、耐食性の観点からＭｎ量を低減する必要があるため、Ｓ含有量は０．００２％以下とする。Ｓの上限は０．００１５％とするのが好ましく、０．００１２％とするのがより好ましい。Ｓ含有量は少ない方がよいので、特に下限は定めないが、製造コストの観点から、０．０００１％が実用上の下限である。
Ｓは、不純物として鋼中に含まれる元素である。Ｓは、鋼材の溶接性を悪くするので、含有量は少ない方がよい。Ｓは、通常、ＭｎＳとして固定化されるが、耐食性の観点からＭｎ量を低減する必要があるため、Ｓ含有量は０．００２％以下とする。Ｓの上限は０．００１５％とするのが好ましく、０．００１２％とするのがより好ましい。Ｓ含有量は少ない方がよいので、特に下限は定めないが、製造コストの観点から、０．０００１％が実用上の下限である。
Ｎｉ：８．０〜１５．０％
Ｎｉは、鋼自体の耐食性を保つために不可欠な元素である。特に、安定なオーステナイト組織を得るために、Ｎｉは８．０％以上含有させる。好ましい下限は１０．０％であり、より好ましい下限は１１．０％である。一方、過剰に含有させるとコストアップになるとともに、オーステナイト相がより安定となり、Ｓｉの拡散が抑制され、良好なＳｉ耐食皮膜が形成しにくくなり、結果として、耐食性が低下するので、上限は１５．０％とする。好ましくは１４．０％以下、より好ましくは１３．０％以下である。
Ｎｉは、鋼自体の耐食性を保つために不可欠な元素である。特に、安定なオーステナイト組織を得るために、Ｎｉは８．０％以上含有させる。好ましい下限は１０．０％であり、より好ましい下限は１１．０％である。一方、過剰に含有させるとコストアップになるとともに、オーステナイト相がより安定となり、Ｓｉの拡散が抑制され、良好なＳｉ耐食皮膜が形成しにくくなり、結果として、耐食性が低下するので、上限は１５．０％とする。好ましくは１４．０％以下、より好ましくは１３．０％以下である。
Ｃｒ：１８．０〜２３．０％
Ｃｒは、鋼自体の耐食性を保つために不可欠な元素である。特に、熱交換など高温の酸化環境で耐酸化性を維持するためには、その含有量を１８．０％以上にする必要がある。好ましい下限は１９．０％であり、より好ましい下限は２０．０％以上である。しかし、過剰な含有は、熱間加工性を低下させるため、上限は２３．０％とする。好ましい上限は２２．０％であり、より好ましい上限は２１．０％である。
Ｃｒは、鋼自体の耐食性を保つために不可欠な元素である。特に、熱交換など高温の酸化環境で耐酸化性を維持するためには、その含有量を１８．０％以上にする必要がある。好ましい下限は１９．０％であり、より好ましい下限は２０．０％以上である。しかし、過剰な含有は、熱間加工性を低下させるため、上限は２３．０％とする。好ましい上限は２２．０％であり、より好ましい上限は２１．０％である。
Ｂ：０．０２〜０．０８％
Ｂは、高温で金属組織の安定を維持するのに有効な元素であり、０．０２％以上含有させる。過剰に含有させると、高温での使用中にクロム硼化物が析出し脆化を促すため、上限は０．０８％とする。好ましい下限は０．０３％である。
Ｂは、高温で金属組織の安定を維持するのに有効な元素であり、０．０２％以上含有させる。過剰に含有させると、高温での使用中にクロム硼化物が析出し脆化を促すため、上限は０．０８％とする。好ましい下限は０．０３％である。
Ｎ：０．００５〜０．１０％
Ｎは、固溶強化により、鋼の強度を確保するのに有効な元素であり、０．００５％以上含有させる。ただし、Ｎは、鋼中のＴｉ、Ｎｂ、Ｖと結合して窒化物を生成して、熱処理時の粒成長を抑制する働きがある。耐酸化性の観点から著しい細粒化は望ましくないため、Ｎ含有量の上限は０．１０％とする。好ましい下限は０．０１０％であり、好ましい上限は０．０８０％である。
Ｎは、固溶強化により、鋼の強度を確保するのに有効な元素であり、０．００５％以上含有させる。ただし、Ｎは、鋼中のＴｉ、Ｎｂ、Ｖと結合して窒化物を生成して、熱処理時の粒成長を抑制する働きがある。耐酸化性の観点から著しい細粒化は望ましくないため、Ｎ含有量の上限は０．１０％とする。好ましい下限は０．０１０％であり、好ましい上限は０．０８０％である。
ＲＥＭ：０．００２〜０．０１％
ＲＥＭは、Ｐによる熱間加工性を改善するのに有効な元素であり、０．００２％以上含有させる。しかし、過剰に含有させると、非金属介在物として合金の清浄度が低下し、欠陥の原因となる。さらに過剰なＲＥＭの含有は、Ｓｉ酸化皮膜の生成を阻害するため、上限を０．０１％とする。好ましい下限は０．００３％であり、より好ましい下限は０．００５％である。好ましい上限は０．００８％であり、より好ましい上限は０．００７％である。なお、ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素の総称であり、ＲＥＭの含有量は上記元素の合計量を意味する。
ＲＥＭは、Ｐによる熱間加工性を改善するのに有効な元素であり、０．００２％以上含有させる。しかし、過剰に含有させると、非金属介在物として合金の清浄度が低下し、欠陥の原因となる。さらに過剰なＲＥＭの含有は、Ｓｉ酸化皮膜の生成を阻害するため、上限を０．０１％とする。好ましい下限は０．００３％であり、より好ましい下限は０．００５％である。好ましい上限は０．００８％であり、より好ましい上限は０．００７％である。なお、ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素の総称であり、ＲＥＭの含有量は上記元素の合計量を意味する。
Ｃｕ：０〜０．２％
Ｃｕは、鋼自体の耐食性を向上させるので、含有させてもよい。過剰な含有は、熱間加工性が低下するため、上限は、０．２％とする。上記の効果を得るためには、０．０８％以上含有させるのがよい。
Ｃｕは、鋼自体の耐食性を向上させるので、含有させてもよい。過剰な含有は、熱間加工性が低下するため、上限は、０．２％とする。上記の効果を得るためには、０．０８％以上含有させるのがよい。
Ｍｏ：０〜０．３５％
Ｍｏは、鋼の保管時など常温での耐食性を向上させるので、含有させてもよい。過剰な含有は、熱間加工性が低下するため、上限は、０．３５％とする。上記の効果を得るためには、０．０４％以上含有させるのがよい。
Ｍｏは、鋼の保管時など常温での耐食性を向上させるので、含有させてもよい。過剰な含有は、熱間加工性が低下するため、上限は、０．３５％とする。上記の効果を得るためには、０．０４％以上含有させるのがよい。
Ｔｉ：０〜０．１５％
Ｔｉは、鋼中に固溶してステンレス鋼の強度を向上させるので、含有させてもよい。しかし、Ｔｉは、酸化しやすく、Ｓｉ酸化皮膜の生成を妨げるため、上限を０．１５％とする。望ましくは０．１２％以下、より望ましくは０．１０％以下である。上記の効果を得るためには、０．０２％以上含有させるのがよい。
Ｔｉは、鋼中に固溶してステンレス鋼の強度を向上させるので、含有させてもよい。しかし、Ｔｉは、酸化しやすく、Ｓｉ酸化皮膜の生成を妨げるため、上限を０．１５％とする。望ましくは０．１２％以下、より望ましくは０．１０％以下である。上記の効果を得るためには、０．０２％以上含有させるのがよい。
Ａｌ：０〜０．１％
Ａｌは、酸素との親和力が強く、鋼の脱酸に有効元素として含有してよい。しかし、Ａｌ含有量が多くなると、Ｓｉ酸化皮膜の生成を妨げるため、上限を０．１％とする。望ましくは０．０８％以下、より望ましくは０．０５％以下である。上記の効果を得るためには、０．０１％以上含有させるのがよい。
Ａｌは、酸素との親和力が強く、鋼の脱酸に有効元素として含有してよい。しかし、Ａｌ含有量が多くなると、Ｓｉ酸化皮膜の生成を妨げるため、上限を０．１％とする。望ましくは０．０８％以下、より望ましくは０．０５％以下である。上記の効果を得るためには、０．０１％以上含有させるのがよい。
Ｍｇ：０〜０．００２％、
Ｍｇは、Ｓを固定して熱間加工や溶接性を改善するのに有効な元素であるので、０．００２％以下の範囲で含有させてもよい。上記の効果を得るためには、０．０００３％以上含有させるのがよい。
Ｍｇは、Ｓを固定して熱間加工や溶接性を改善するのに有効な元素であるので、０．００２％以下の範囲で含有させてもよい。上記の効果を得るためには、０．０００３％以上含有させるのがよい。
Ｃａ：０〜０．００３％
Ｃａは、Ｓを固定して熱間加工や溶接性を改善するのに有効な元素であるので、０．００３％以下の範囲で含有させてもよい。上記の効果を得るためには、０．００１５％以上含有させるのがよい。
Ｃａは、Ｓを固定して熱間加工や溶接性を改善するのに有効な元素であるので、０．００３％以下の範囲で含有させてもよい。上記の効果を得るためには、０．００１５％以上含有させるのがよい。
本発明に係るオーステナイト系ステンレス鋼の化学組成における残部は、Ｆｅおよび不純物である。不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料その他の要因により混入し、本発明による作用効果を阻害しない範囲で許容される成分を意味する。
本発明に係るオーステナイト系ステンレス鋼は、硫黄酸化物を含む高温蒸気環境においてＳｉ酸化皮膜が安定的に形成させて耐食性を向上させるものである。このためには、上述のように、Ｓｉよりも酸化されやすいＡｌおよびＴｉの含有量を低減しているが、これらの元素の含有量を低減するだけでは所望の耐食性能が得られない。そして、Ｓｉ酸化皮膜を安定的に形成するためには、「Ｓｉ／１４−（Ａｌ／１８＋Ｔｉ／２４）」の計算値を０．１７２以上に制限する必要がある。この計算値は、０．１９０以上が好ましく、０．２２０以上がより好ましい。
本発明に係るオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法については特に制約がなく、使用目的に応じて種々の製造方法を採用することができる。製造方法の一例として、オーステナイト系ステンレス鋼管の製造方法について説明する。
初めに、電気炉、ＡＯＤ（Ａｒｇｏｎ Ｏｘｙｇｅｎ Ｄｅｃａｒｂｕｒｉｚａｔｉｏｎ）炉、ＶＯＤ（Ｖａｃｕｕｍ Ｏｘｙｇｅｎ Ｄｅｃａｒｂｕｒｉｚａｔｉｏｎ）炉及びＶＩＭ（Ｖａｃｕｕｍ Ｉｎｄｕｃｔｉｏｎ Ｍｅｌｔｉｎｇ）炉等により上記化学組成を有する溶鋼を準備する。溶鋼から熱間加工と熱処理工程を経て素材を得る。素材（インゴットまた鋳片）からたとえば、機械加工又は竪型穿孔により中空ビレットを製造する。
中空ビレットに対して熱間押出加工を実施する。熱間押出加工はたとえば、ユジーン・セジュルネ法である。以上の工程により、オーステナイト系ステンレス鋼管が製造される。熱間押出加工以外の他の熱間加工により、鋼管を製造してもよい。熱間加工後の鋼管に対してさらに、冷間圧延及び／又は冷間抽伸といった冷間加工を実施してもよい。所望の機械的性質を得るために固溶化処理等の最終熱処理を実施してもよい。上述の製造方法の一例では、オーステナイト系ステンレス鋼管の製造方法について説明した。しかしながら、オーステナイト系ステンレス鋼は、板材であってもよいし、溶接管、又は、棒材等であってもよい。要するに、オーステナイト系ステンレス鋼の製品形状は特に限定されない。
初めに、電気炉、ＡＯＤ（Ａｒｇｏｎ Ｏｘｙｇｅｎ Ｄｅｃａｒｂｕｒｉｚａｔｉｏｎ）炉、ＶＯＤ（Ｖａｃｕｕｍ Ｏｘｙｇｅｎ Ｄｅｃａｒｂｕｒｉｚａｔｉｏｎ）炉及びＶＩＭ（Ｖａｃｕｕｍ Ｉｎｄｕｃｔｉｏｎ Ｍｅｌｔｉｎｇ）炉等により上記化学組成を有する溶鋼を準備する。溶鋼から熱間加工と熱処理工程を経て素材を得る。素材（インゴットまた鋳片）からたとえば、機械加工又は竪型穿孔により中空ビレットを製造する。
中空ビレットに対して熱間押出加工を実施する。熱間押出加工はたとえば、ユジーン・セジュルネ法である。以上の工程により、オーステナイト系ステンレス鋼管が製造される。熱間押出加工以外の他の熱間加工により、鋼管を製造してもよい。熱間加工後の鋼管に対してさらに、冷間圧延及び／又は冷間抽伸といった冷間加工を実施してもよい。所望の機械的性質を得るために固溶化処理等の最終熱処理を実施してもよい。上述の製造方法の一例では、オーステナイト系ステンレス鋼管の製造方法について説明した。しかしながら、オーステナイト系ステンレス鋼は、板材であってもよいし、溶接管、又は、棒材等であってもよい。要するに、オーステナイト系ステンレス鋼の製品形状は特に限定されない。
表１に示す化学組成を有するインゴット５０ｋｇを真空溶解で作製した。得られたインゴット（外径２５０ｍｍ）を１２００℃加熱後、熱間鍛造により厚さ４０ｍｍ×幅１００ｍｍ×長さ１５０ｍｍの熱間鍛造材を得て、その熱間鍛造材に熱間圧延および冷間圧延を施して、厚さ５ｍｍ×幅１００ｍｍ×長さ１０００ｍｍの冷延鋼板を得た。得られた冷延鋼板を１１００℃で熱処理した後、水焼入れを実施して試験用鋼板を作製した。
（耐食性評価）
試験用鋼板の肉厚中央部から厚さ１ｍｍ×幅１０ｍｍ×長さ５５ｍｍの腐食試験用の試験片を機械加工で作製した。試験片の全面を湿式エメリー研磨紙の６００番仕上げとし、アセトンで洗浄・脱脂し、その後、試験片の試験前質量を測定した。腐食試験用の石英管中に治具にセットした試験片を置き、アルゴンガスを流しながら８５０℃に加熱した。次いで、マイクロポンプを用いて９８％硫酸を上流側から供給し、気化・分解させたＳＯ３ガスを発生させ、純アルゴンガスまたはＳＯ２を含有したアルゴンガスを流しながら２０％ＳＯ３ガスとして通気させ、５０時間の試験を実施した。試験後、過マンガン酸カリウム溶液およびクエン酸二アンモニウム溶液で試験片の金属光沢が出るまで脱スケールした後、試験後質量を測定した。試験片の試験片前後の質量差を試験時間で除して腐食速度（ｇ／ｍ２）を測定した。本発明例Ｎｏ．７（ＳＵＳ３０４Ｌに準じた鋼）の腐食速度を１としたときの腐食速度が、０．７以下のものを「◎」（優）とし、０．７超０．８未満のものを「〇」（良）、０．８超のものを「×」（不良）として、表１に記載した。
試験用鋼板の肉厚中央部から厚さ１ｍｍ×幅１０ｍｍ×長さ５５ｍｍの腐食試験用の試験片を機械加工で作製した。試験片の全面を湿式エメリー研磨紙の６００番仕上げとし、アセトンで洗浄・脱脂し、その後、試験片の試験前質量を測定した。腐食試験用の石英管中に治具にセットした試験片を置き、アルゴンガスを流しながら８５０℃に加熱した。次いで、マイクロポンプを用いて９８％硫酸を上流側から供給し、気化・分解させたＳＯ３ガスを発生させ、純アルゴンガスまたはＳＯ２を含有したアルゴンガスを流しながら２０％ＳＯ３ガスとして通気させ、５０時間の試験を実施した。試験後、過マンガン酸カリウム溶液およびクエン酸二アンモニウム溶液で試験片の金属光沢が出るまで脱スケールした後、試験後質量を測定した。試験片の試験片前後の質量差を試験時間で除して腐食速度（ｇ／ｍ２）を測定した。本発明例Ｎｏ．７（ＳＵＳ３０４Ｌに準じた鋼）の腐食速度を１としたときの腐食速度が、０．７以下のものを「◎」（優）とし、０．７超０．８未満のものを「〇」（良）、０．８超のものを「×」（不良）として、表１に記載した。
（加工性評価）
上記の熱間鍛造材に熱間圧延および冷間圧延を実施する過程において割れなどの不具合が発生し、均質な冷延鋼板が得られなかった場合、加工性を「×」（不良）とした。
上記の熱間鍛造材に熱間圧延および冷間圧延を実施する過程において割れなどの不具合が発生し、均質な冷延鋼板が得られなかった場合、加工性を「×」（不良）とした。
表１に示すように、Ｎｏ．８は、Ｓｉ含有量が低すぎ、また（１）式を満足しなかったため、鋼材表面に十分なＳｉ酸化皮膜が形成されず、耐食性が劣化した。
Ｎｏ．９は、Ｍｎ量が多すぎた結果、Ｓｉ酸化皮膜に過剰なＭｎ酸化物が取り込まれ不均一なＳｉ皮膜となり、また、Ｍｎ酸化物が腐食されることにより、耐食性が劣化した。
Ｎｏ．１０は、Ａｌ量が多すぎ、また（１）式を満足しなかったため、鋼材表面に十分なＳｉ酸化皮膜が形成されず、耐食性が劣化した。
Ｎｏ．１１は、Ｔｉ量が多すぎ、また（１）式を満足しなかったため、鋼材表面に十分なＳｉ酸化皮膜が形成されず、耐食性が劣化した。
Ｎｏ．１２は、過剰なＲＥＭが均一なＳｉ酸化皮膜の生成を阻害したため、耐食性が劣化した。
Ｎｏ．１３は、各元素の含有量は本発明で規定される範囲内であったが、（１）式を満足しなかったため、鋼材表面に十分なＳｉ酸化皮膜が形成されず、耐食性が劣化した。
Ｎｏ．１４は、Ｓｉ量が少なすぎ、また（１）式を満足しなかったため、鋼材表面に十分なＳｉ酸化皮膜が形成されず、耐食性が劣化した。
Ｎｏ．１５は、Ｎｉ量が多すぎたため、Ｓｉの拡散が抑制され鋼材表面に十分なＳｉ酸化皮膜が形成されず、耐食性が劣化した。
Ｎｏ．１６は、Ｓｉ量が多すぎたため、加工性が劣化した。
これに対して、Ｎｏ．１〜７は、本発明の構成を全て満足していたため、耐食性および加工性に優れていた。
Ｎｏ．９は、Ｍｎ量が多すぎた結果、Ｓｉ酸化皮膜に過剰なＭｎ酸化物が取り込まれ不均一なＳｉ皮膜となり、また、Ｍｎ酸化物が腐食されることにより、耐食性が劣化した。
Ｎｏ．１０は、Ａｌ量が多すぎ、また（１）式を満足しなかったため、鋼材表面に十分なＳｉ酸化皮膜が形成されず、耐食性が劣化した。
Ｎｏ．１１は、Ｔｉ量が多すぎ、また（１）式を満足しなかったため、鋼材表面に十分なＳｉ酸化皮膜が形成されず、耐食性が劣化した。
Ｎｏ．１２は、過剰なＲＥＭが均一なＳｉ酸化皮膜の生成を阻害したため、耐食性が劣化した。
Ｎｏ．１３は、各元素の含有量は本発明で規定される範囲内であったが、（１）式を満足しなかったため、鋼材表面に十分なＳｉ酸化皮膜が形成されず、耐食性が劣化した。
Ｎｏ．１４は、Ｓｉ量が少なすぎ、また（１）式を満足しなかったため、鋼材表面に十分なＳｉ酸化皮膜が形成されず、耐食性が劣化した。
Ｎｏ．１５は、Ｎｉ量が多すぎたため、Ｓｉの拡散が抑制され鋼材表面に十分なＳｉ酸化皮膜が形成されず、耐食性が劣化した。
Ｎｏ．１６は、Ｓｉ量が多すぎたため、加工性が劣化した。
これに対して、Ｎｏ．１〜７は、本発明の構成を全て満足していたため、耐食性および加工性に優れていた。
本発明によれば、ＳＯ３、硫酸をはじめとする硫黄酸化物を含む高温蒸気環境での耐食性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼を提供することができる。
Claims (1)
- 質量％で、
Ｃ：０．０４〜０．１５％、
Ｓｉ：２．５〜５．０％、
Ｍｎ：０．１５〜０．５０％、
Ｐ：０．１０％以下、
Ｓ：０．００２％以下、
Ｎｉ：８．０〜１５．０％、
Ｃｒ：１８．０〜２３．０％、
Ｂ：０．０２〜０．０８％、
Ｎ：０．００５〜０．１０％、
ＲＥＭ：０．００２〜０．０１％、
Ｃｕ：０〜０．２％、
Ｍｏ：０〜０．３５％、
Ｔｉ：０〜０．１５％、
Ａｌ：０〜０．１％、
Ｍｇ：０〜０．００２％、
Ｃａ：０〜０．００３％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
下記（１）式を満足する、オーステナイト系ステンレス鋼。
Ｓｉ／１４−（Ａｌ／１８＋Ｔｉ／２４）≧０．１７２ （１）
なお、（１）式中の各元素記号は、各元素の含有量（質量％）を意味する。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2019191896A JP2021066917A (ja) | 2019-10-21 | 2019-10-21 | オーステナイト系ステンレス鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2019191896A JP2021066917A (ja) | 2019-10-21 | 2019-10-21 | オーステナイト系ステンレス鋼 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2021066917A true JP2021066917A (ja) | 2021-04-30 |
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ID=75638276
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2019191896A Pending JP2021066917A (ja) | 2019-10-21 | 2019-10-21 | オーステナイト系ステンレス鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2021066917A (ja) |
-
2019
- 2019-10-21 JP JP2019191896A patent/JP2021066917A/ja active Pending
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