JP2021109998A - オーステナイト系ステンレス鋼鋳片、ならびにそれを用いた鋼管、棒鋼、および厚板 - Google Patents
オーステナイト系ステンレス鋼鋳片、ならびにそれを用いた鋼管、棒鋼、および厚板 Download PDFInfo
- Publication number
- JP2021109998A JP2021109998A JP2020001833A JP2020001833A JP2021109998A JP 2021109998 A JP2021109998 A JP 2021109998A JP 2020001833 A JP2020001833 A JP 2020001833A JP 2020001833 A JP2020001833 A JP 2020001833A JP 2021109998 A JP2021109998 A JP 2021109998A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- stainless steel
- content
- austenitic stainless
- steel
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims description 32
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims description 32
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 title abstract description 11
- 229910001220 stainless steel Inorganic materials 0.000 title abstract description 4
- 239000010935 stainless steel Substances 0.000 title abstract description 4
- UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N Hydrogen Chemical compound [H][H] UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 63
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims abstract description 11
- 239000000126 substance Substances 0.000 claims abstract description 11
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims abstract description 7
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims abstract description 7
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 claims abstract description 7
- 238000005204 segregation Methods 0.000 claims description 44
- 229910052739 hydrogen Inorganic materials 0.000 claims description 32
- 239000001257 hydrogen Substances 0.000 claims description 32
- 229910000963 austenitic stainless steel Inorganic materials 0.000 claims description 27
- 238000005266 casting Methods 0.000 claims description 9
- 238000004453 electron probe microanalysis Methods 0.000 claims description 7
- 230000001133 acceleration Effects 0.000 claims description 4
- 238000005211 surface analysis Methods 0.000 claims description 4
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 abstract description 3
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 abstract description 3
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 abstract description 3
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 abstract description 2
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 abstract description 2
- 229910052791 calcium Inorganic materials 0.000 abstract description 2
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 abstract description 2
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 abstract description 2
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 abstract 1
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 abstract 1
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 32
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 21
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 21
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 description 16
- 229910052761 rare earth metal Inorganic materials 0.000 description 10
- 238000009792 diffusion process Methods 0.000 description 9
- 238000011156 evaluation Methods 0.000 description 9
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 7
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 7
- 239000002994 raw material Substances 0.000 description 7
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 6
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 6
- 239000000463 material Substances 0.000 description 6
- 238000007711 solidification Methods 0.000 description 6
- 230000008023 solidification Effects 0.000 description 6
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 6
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 6
- 238000003466 welding Methods 0.000 description 6
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 5
- 230000000087 stabilizing effect Effects 0.000 description 4
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 3
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 3
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 3
- 239000007921 spray Substances 0.000 description 3
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 3
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N Atomic nitrogen Chemical compound N#N IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- CURLTUGMZLYLDI-UHFFFAOYSA-N Carbon dioxide Chemical compound O=C=O CURLTUGMZLYLDI-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 238000004458 analytical method Methods 0.000 description 2
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 2
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 2
- 238000009826 distribution Methods 0.000 description 2
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 2
- 238000005242 forging Methods 0.000 description 2
- 238000013507 mapping Methods 0.000 description 2
- 239000007769 metal material Substances 0.000 description 2
- 238000000034 method Methods 0.000 description 2
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 2
- 238000007670 refining Methods 0.000 description 2
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910001208 Crucible steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910001122 Mischmetal Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000000654 additive Substances 0.000 description 1
- 230000000996 additive effect Effects 0.000 description 1
- 230000002411 adverse Effects 0.000 description 1
- 238000005275 alloying Methods 0.000 description 1
- 150000001639 boron compounds Chemical class 0.000 description 1
- 229910002092 carbon dioxide Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000001569 carbon dioxide Substances 0.000 description 1
- 238000005520 cutting process Methods 0.000 description 1
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 1
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 1
- 239000000446 fuel Substances 0.000 description 1
- 239000007789 gas Substances 0.000 description 1
- 239000005431 greenhouse gas Substances 0.000 description 1
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 description 1
- 229910000765 intermetallic Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052747 lanthanoid Inorganic materials 0.000 description 1
- 150000002602 lanthanoids Chemical class 0.000 description 1
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 1
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052755 nonmetal Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000003647 oxidation Effects 0.000 description 1
- 238000007254 oxidation reaction Methods 0.000 description 1
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 1
- 239000011347 resin Substances 0.000 description 1
- 229920005989 resin Polymers 0.000 description 1
- 229920006395 saturated elastomer Polymers 0.000 description 1
- 229910052706 scandium Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000035945 sensitivity Effects 0.000 description 1
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 1
- 239000000243 solution Substances 0.000 description 1
- 238000003860 storage Methods 0.000 description 1
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 description 1
- WFKWXMTUELFFGS-UHFFFAOYSA-N tungsten Chemical compound [W] WFKWXMTUELFFGS-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910052721 tungsten Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000010937 tungsten Substances 0.000 description 1
- 229910052727 yttrium Inorganic materials 0.000 description 1
Images
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
【課題】耐水素ガス脆化性と耐高温割れ性とに優れたオーステナイト系ステンレス鋼鋳片を提供する。【解決手段】化学組成が、質量%で、C:0.10%以下、Si:1.0%以下、Mn:8.0-10.0%、P:0.030%以下、S:0.003%以下、Cr:15.0-18.0%、Ni:7.0-9.0%、N:0.15-0.25%、Al:0.005-0.20%、Ca:0.0005-0.01%、B:0.0002-0.01%、Cu:1.0%未満、Mo:1.0%未満、任意元素、残部:Feおよび不純物であり、f値が、29.5超32.5未満である、オーステナイト系ステンレス鋼鋳片。但し、上記f値は、f値＝Ni＋0.72Cr＋0.88Mo＋1.11Mn−0.27Si＋0.53Cu＋12.93C＋7.55Nの式より算出される。【選択図】 なし
Description
本発明は、オーステナイト系ステンレス鋼鋳片、ならびにそれを用いた鋼管、棒鋼、および厚板に関する。
近年、二酸化炭素等の温室効果ガスを排出しないクリーンなエネルギーとして、水素エネルギーが注目されている。水素エネルギーを活用する上で、水素を製造する、貯蔵する、輸送するといった水素関連技術の確立が求められている。
その一方、水素関連技術の確立には様々な問題がある。その一つとして、水素脆化の問題がある。水素エネルギーは、水素ガスを燃料源とするものである。このため、例えば、水素製造装置、貯蔵装置等の関連機器で、金属材料を使用した場合、水素ガスに起因し、材料が脆化する、いわゆる水素脆化の問題が生じる。
製造コスト、強度、耐食性といった観点から、上記関連機器に使用される金属材料の一つとして、オーステナイト系ステンレス鋼がある。そこで、水素脆化を抑制すべく、耐水素ガス脆性を高めたオーステナイト系ステンレス鋼が開発されている。その一例として、特許文献１には、Ｍｎ含有量を高め、他の元素の含有量を所定の範囲に調整することで、耐水素脆化特性を向上させたオーステナイト系ステンレス鋼が開示されている。上記鋼は、添加原料として高価なＮｉ等の代わりに、比較的安価であるＭｎ含有量を高めているため、経済性にも優れている。
ところで、上述したように、Ｍｎ含有量を高めた場合、鋳造の際に凝固割れを、鋳造後の鍛造および熱間加工において、熱間加工割れ等を、引き起こす場合がある。また、溶接した際に、溶接割れを引き起こすことも予想される。これら割れが発生することで、製造時の歩留まりが低下する、または所望する特性を得られないという問題がある。したがって、耐水素ガス脆化性を向上させつつも、耐高温割れ性も高める必要がある。
本発明は、上記の課題を解決し、耐水素ガス脆化性と耐高温割れ性とに優れたオーステナイト系ステンレス鋼鋳片、ならびにそれを用いた鋼管、棒鋼、および厚板を提供することを目的とする。
本発明は、上記の課題を解決するためになされたものであり、下記のオーステナイト系ステンレス鋼鋳片ならびにそれを用いた鋼管、棒鋼、および厚板を要旨とする。
（１）化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．１０％以下、
Ｓｉ：１．０％以下、
Ｍｎ：８．０〜１０．０％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．００３０％以下、
Ｃｒ：１５．０〜１８．０％、
Ｎｉ：７．０〜９．０％、
Ｎ：０．１５〜０．２５％、
Ａｌ：０．００５〜０．２０％、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
Ｂ：０．０００２〜０．０１％、
Ｃｕ：１．０％未満、
Ｍｏ：１．０％未満、
Ｎｂ：０〜０．５０％、
Ｔｉ：０〜０．５０％、
Ｖ：０〜０．５０％、
Ｗ：０〜０．５０％、
Ｚｒ：０〜０．５０％、
Ｃｏ：０〜０．５０％、
Ｍｇ：０〜０．００５％、
Ｇａ：０〜０．０１０％、
Ｈｆ：０〜０．１０％、
ＲＥＭ：０〜０．１０％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
下記（ｉ）式で算出されるｆ値が、２９．５超３２．５未満である、オーステナイト系ステンレス鋼鋳片。
ｆ値＝Ｎｉ＋０．７２Ｃｒ＋０．８８Ｍｏ＋１．１１Ｍｎ−０．２７Ｓｉ＋０．５３Ｃｕ＋１２．９３Ｃ＋７．５５Ｎ ・・・（ｉ）
但し、上記（ｉ）式中の各元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。
Ｃ：０．１０％以下、
Ｓｉ：１．０％以下、
Ｍｎ：８．０〜１０．０％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．００３０％以下、
Ｃｒ：１５．０〜１８．０％、
Ｎｉ：７．０〜９．０％、
Ｎ：０．１５〜０．２５％、
Ａｌ：０．００５〜０．２０％、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
Ｂ：０．０００２〜０．０１％、
Ｃｕ：１．０％未満、
Ｍｏ：１．０％未満、
Ｎｂ：０〜０．５０％、
Ｔｉ：０〜０．５０％、
Ｖ：０〜０．５０％、
Ｗ：０〜０．５０％、
Ｚｒ：０〜０．５０％、
Ｃｏ：０〜０．５０％、
Ｍｇ：０〜０．００５％、
Ｇａ：０〜０．０１０％、
Ｈｆ：０〜０．１０％、
ＲＥＭ：０〜０．１０％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
下記（ｉ）式で算出されるｆ値が、２９．５超３２．５未満である、オーステナイト系ステンレス鋼鋳片。
ｆ値＝Ｎｉ＋０．７２Ｃｒ＋０．８８Ｍｏ＋１．１１Ｍｎ−０．２７Ｓｉ＋０．５３Ｃｕ＋１２．９３Ｃ＋７．５５Ｎ ・・・（ｉ）
但し、上記（ｉ）式中の各元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。
（２）前記化学組成が、質量％で、
Ｎｂ：０．０１〜０．５０％、
Ｔｉ：０．０１〜０．５０％、
Ｖ：０．０１〜０．５０％、
Ｗ：０．００１〜０．５０％、
Ｚｒ：０．０１〜０．５０％、
Ｃｏ：０．０１〜０．５０％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．００５％、
Ｇａ：０．００１〜０．０１０％、
Ｈｆ：０．０１〜０．１０％、および
ＲＥＭ：０．０１〜０．１０％、
から選択される一種以上を含有する、上記（１）に記載のオーステナイト系ステンレス鋼鋳片。
Ｎｂ：０．０１〜０．５０％、
Ｔｉ：０．０１〜０．５０％、
Ｖ：０．０１〜０．５０％、
Ｗ：０．００１〜０．５０％、
Ｚｒ：０．０１〜０．５０％、
Ｃｏ：０．０１〜０．５０％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．００５％、
Ｇａ：０．００１〜０．０１０％、
Ｈｆ：０．０１〜０．１０％、および
ＲＥＭ：０．０１〜０．１０％、
から選択される一種以上を含有する、上記（１）に記載のオーステナイト系ステンレス鋼鋳片。
（３）鋳片の長さ方向に垂直な断面の厚み中央部において、任意に選択された１ｍｍ四方の観察視野に対して、ビーム径１μｍ、加速電圧１５ｋＶ、照射電流１．４８×１０−９Ａの条件でＥＰＭＡを用いた面分析を行った場合に、下記（ii）および（iii）式を満足する領域の面積率が、７０％以上である、上記（１）または（２）に記載のオーステナイト系ステンレス鋼鋳片。
Ｍｎｓ＞０．８ ・・・（ii）
Ｎｉｓ＞０．８ ・・・（iii）
但し、上記（ii）および（iii）式中の各記号は、以下のように定義される。
Ｍｎｓ：Ｍｎの偏析度
Ｎｉｓ：Ｎｉの偏析度
Ｍｎｓ＞０．８ ・・・（ii）
Ｎｉｓ＞０．８ ・・・（iii）
但し、上記（ii）および（iii）式中の各記号は、以下のように定義される。
Ｍｎｓ：Ｍｎの偏析度
Ｎｉｓ：Ｎｉの偏析度
（４）偏析度が０．７５未満である領域を負偏析帯とするとき、
前記鋳片の長さ方向に垂直な断面の厚み中央部におけるＭｎおよびＮｉの前記負偏析帯の幅が０．０５ｍｍ以下である、上記（３）に記載のオーステナイト系ステンレス鋼鋳片。
前記鋳片の長さ方向に垂直な断面の厚み中央部におけるＭｎおよびＮｉの前記負偏析帯の幅が０．０５ｍｍ以下である、上記（３）に記載のオーステナイト系ステンレス鋼鋳片。
（５）水素用機器に用いられる上記（１）〜（４）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鋳片。
（６）上記（１）〜（４）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鋳片を用いた鋼管。
（７）上記（１）〜（４）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鋳片を用いた棒鋼。
（８）上記（１）〜（４）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鋳片を用いた厚板。
本発明によれば、耐水素ガス脆化性と耐高温割れ性とに優れたオーステナイト系ステンレス鋼鋳片を得ることができる。
本発明者は、耐水素ガス脆化性と耐高温割れ性とに優れたオーステナイト系ステンレス鋼鋳片を得るべく、検討を行い、以下の（ａ）〜（ｃ）の知見を得た。
（ａ）耐水素ガス脆化性を高めるためには、後述するｆ値を一定範囲に制限するのが好ましい。また、鋳造時の割れ、その後の鍛造、熱間圧延時の割れは、鋳片の金属組織、すなわち鋳造組織に起因するものが多い。このため、鋳片の化学組成および鋳造組織を適切に制御することで、その後の鋼材において割れを抑制することができる。
（ｂ）化学組成については、割れの発生を招きやすいＰおよびＳを低減するのが有効である。また、微量にＡｌ、Ｃａ、Ｂ、ＮｂおよびＴｉを添加することで、低融点元素の粒界偏析を低減して、割れの発生を抑制するのが望ましい。
（ｃ）加えて、鋳片のなかで、ＭｎおよびＮｉは、周辺の濃度と比較して、濃度が低い領域である負偏析帯が生じると、割れが発生しやすくなる。そこで、負偏析帯の形成を抑制するため、鋳造条件およびその後の加工、拡散熱処理の条件を適切に制御することが望ましい。
本発明は上記の知見に基づいてなされたものであり、鋳片に係るものである。なお、本発明において、鋳片とは、鋳片を切断した鋼片、ブルーム、ビレットをも含むものとする。以下、本発明の各要件について詳しく説明する。
１．化学組成
各元素の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。
各元素の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。
Ｃ：０．１０％以下
Ｃは、オーステナイト相の安定化に有効な元素であり、耐水素ガス脆化性の向上にも寄与する。しかしながら、過剰なＣの含有は、Ｃｒ系炭化物が粒界析出するのを助長し、靭性ならびに耐高温割れ性を低下させる。このため、Ｃ含有量は、０．１０％以下とする。Ｃ含有量は、０．０８％以下とするのが好ましく、０．０７％以下とするのが好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｃ含有量は、０．０１％以上とするのが好ましい。
Ｃは、オーステナイト相の安定化に有効な元素であり、耐水素ガス脆化性の向上にも寄与する。しかしながら、過剰なＣの含有は、Ｃｒ系炭化物が粒界析出するのを助長し、靭性ならびに耐高温割れ性を低下させる。このため、Ｃ含有量は、０．１０％以下とする。Ｃ含有量は、０．０８％以下とするのが好ましく、０．０７％以下とするのが好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｃ含有量は、０．０１％以上とするのが好ましい。
Ｓｉ：１．０％以下
Ｓｉは、脱酸に有効な元素であり、耐水素ガス脆化性の向上にも寄与する。しかしながら、Ｓｉを過剰に含有させると、σ相などの金属間化合物の生成を助長し、靭性および耐高温割れ性を低下させる。この結果、割れを生じやすくなる。このため、Ｓｉ含有量は、１．０％以下とする。Ｓｉ含有量は、０．７％以下とするのがより好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｓｉ含有量は、０．３％以上とするのが好ましい。
Ｓｉは、脱酸に有効な元素であり、耐水素ガス脆化性の向上にも寄与する。しかしながら、Ｓｉを過剰に含有させると、σ相などの金属間化合物の生成を助長し、靭性および耐高温割れ性を低下させる。この結果、割れを生じやすくなる。このため、Ｓｉ含有量は、１．０％以下とする。Ｓｉ含有量は、０．７％以下とするのがより好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｓｉ含有量は、０．３％以上とするのが好ましい。
Ｍｎ：８．０〜１０．０％
Ｍｎは、オーステナイト相の安定化に有効な元素であり、耐水素ガス脆化性の向上に寄与する。また、Ｎの固溶限を大きくするため、高価なＮｉの節減に間接的に寄与する。このため、Ｍｎ含有量は、８．０％以上とする。Ｍｎ含有量は、８．５％以上とするのが好ましく、９．０％以上とするのがより好ましい。しかしながら、Ｍｎを過剰に含有させると、水素脆化感受性の高いε相の生成を助長し、却って耐水素ガス脆化性を低下させる。このため、Ｍｎ含有量は、１０．０％以下とする。
Ｍｎは、オーステナイト相の安定化に有効な元素であり、耐水素ガス脆化性の向上に寄与する。また、Ｎの固溶限を大きくするため、高価なＮｉの節減に間接的に寄与する。このため、Ｍｎ含有量は、８．０％以上とする。Ｍｎ含有量は、８．５％以上とするのが好ましく、９．０％以上とするのがより好ましい。しかしながら、Ｍｎを過剰に含有させると、水素脆化感受性の高いε相の生成を助長し、却って耐水素ガス脆化性を低下させる。このため、Ｍｎ含有量は、１０．０％以下とする。
Ｐ：０．０３０％以下
Ｐは、不純物として鋼に含有される元素であるが、凝固の最終過程で濃化して鋼の融点を下げ凝固割れ（高温割れ）を助長する場合がある。このため、Ｐ含有量は、０．０３０％以下とする。Ｐ含有量は、耐高温割れ性改善の点から０．０２５％以下とするのが好ましく、０．０１５％以下とするのがより好ましい。一方、Ｐを過剰に低減すると、製造コストの増加に繋がることから、Ｐ含有量は０．００５％以上とするのが好ましい。
Ｐは、不純物として鋼に含有される元素であるが、凝固の最終過程で濃化して鋼の融点を下げ凝固割れ（高温割れ）を助長する場合がある。このため、Ｐ含有量は、０．０３０％以下とする。Ｐ含有量は、耐高温割れ性改善の点から０．０２５％以下とするのが好ましく、０．０１５％以下とするのがより好ましい。一方、Ｐを過剰に低減すると、製造コストの増加に繋がることから、Ｐ含有量は０．００５％以上とするのが好ましい。
Ｓ：０．００３０％以下
Ｓは、不純物として鋼に含有される元素であり、Ｐと同様に凝固割れ（高温割れ）を助長する場合がある。このため、Ｓ含有量は、０．００３０％以下とする。Ｓ含有量は、０．００２０％以下とするのが好ましく、０．００１０％以下とするのがより好ましい。しかしながら、Ｓ含有量を過剰に低減すると、製造コストが増加する。このため、Ｓ含有量は、０．０００１％以上含有することが好ましい。
Ｓは、不純物として鋼に含有される元素であり、Ｐと同様に凝固割れ（高温割れ）を助長する場合がある。このため、Ｓ含有量は、０．００３０％以下とする。Ｓ含有量は、０．００２０％以下とするのが好ましく、０．００１０％以下とするのがより好ましい。しかしながら、Ｓ含有量を過剰に低減すると、製造コストが増加する。このため、Ｓ含有量は、０．０００１％以上含有することが好ましい。
Ｃｒ：１５．０〜１８．０％
Ｃｒは、ステンレス鋼において一定量含有させる元素であり、耐食性、特に耐候性を向上させる効果を有する。このため、Ｃｒ含有量は、１５．０％以上とする。しかしながら、Ｃｒはフェライト形成元素である。このため、Ｃｒを過剰に含有させると、オーステナイト相を不安定化させ、耐水素ガス脆性を低下させる。また、熱間加工性をも低下させる。このため、Ｃｒ含有量は、１８．０％以下とする。Ｃｒ含有量は、１７．０％以下とするのが好ましく、１６．０％以下とするのがより好ましい。
Ｃｒは、ステンレス鋼において一定量含有させる元素であり、耐食性、特に耐候性を向上させる効果を有する。このため、Ｃｒ含有量は、１５．０％以上とする。しかしながら、Ｃｒはフェライト形成元素である。このため、Ｃｒを過剰に含有させると、オーステナイト相を不安定化させ、耐水素ガス脆性を低下させる。また、熱間加工性をも低下させる。このため、Ｃｒ含有量は、１８．０％以下とする。Ｃｒ含有量は、１７．０％以下とするのが好ましく、１６．０％以下とするのがより好ましい。
Ｎｉ：７．０〜９．０％
Ｎｉは、Ｍｎとともに、耐水素ガス脆化性および耐高温割れ性を確保するために必要な元素である。このため、Ｎｉ含有量は、７．０％以上とする。しかしながら、過剰にＮｉを含有させると、製造コストが増加する。このため、Ｎｉ含有量は、９．０％以下とする。Ｎｉ含有量は、８．５％以下とするのが好ましく、８．０％以下とするのがより好ましい。
Ｎｉは、Ｍｎとともに、耐水素ガス脆化性および耐高温割れ性を確保するために必要な元素である。このため、Ｎｉ含有量は、７．０％以上とする。しかしながら、過剰にＮｉを含有させると、製造コストが増加する。このため、Ｎｉ含有量は、９．０％以下とする。Ｎｉ含有量は、８．５％以下とするのが好ましく、８．０％以下とするのがより好ましい。
Ｎ：０．１５〜０．２５％
Ｎは、ＭｎおよびＮｉと同様に、耐水素ガス脆化性の向上に有効な元素である。このため、Ｎ含有量は、０．１５％以上とする。しかしながら、Ｎを過剰に含有させると、溶製時のブローホール等、内部欠陥が発生する場合があり、製造性を低下させる。このため、Ｎ含有量は０．２５％以下とする。Ｎ含有量は、０．２２％以下とするのが好ましく、０．２０％以下とするのがより好ましい。
Ｎは、ＭｎおよびＮｉと同様に、耐水素ガス脆化性の向上に有効な元素である。このため、Ｎ含有量は、０．１５％以上とする。しかしながら、Ｎを過剰に含有させると、溶製時のブローホール等、内部欠陥が発生する場合があり、製造性を低下させる。このため、Ｎ含有量は０．２５％以下とする。Ｎ含有量は、０．２２％以下とするのが好ましく、０．２０％以下とするのがより好ましい。
Ａｌ：０．００５〜０．２０％
Ａｌは、有効な脱酸元素であることに加え、低融点元素の粒界偏析を抑制して、粒界を強化する効果を有する。この結果、耐高温割れ性等が向上し、割れの発生が低減される。このため、Ａｌ含有量は、０．００５％以上とする。Ａｌ含有量は、０．０１％以上とするのが好ましい。しかしながらＡｌはフェライト形成元素であるため、Ａｌを過剰に含有させると、オーステナイト相が不安定化し、耐水素ガス脆化性を低下させる。このため、Ａｌ含有量は、０．２０％以下とする。
Ａｌは、有効な脱酸元素であることに加え、低融点元素の粒界偏析を抑制して、粒界を強化する効果を有する。この結果、耐高温割れ性等が向上し、割れの発生が低減される。このため、Ａｌ含有量は、０．００５％以上とする。Ａｌ含有量は、０．０１％以上とするのが好ましい。しかしながらＡｌはフェライト形成元素であるため、Ａｌを過剰に含有させると、オーステナイト相が不安定化し、耐水素ガス脆化性を低下させる。このため、Ａｌ含有量は、０．２０％以下とする。
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％
Ｃａは、低融点元素の粒界偏析を抑制して、粒界を強化する効果を有する。この結果、耐高温割れ性等が向上し、割れの発生が低減される。このため、Ｃａ含有量は、０．０００５％以上とする。Ｃａ含有量は、０．００２０％以上とするのが好ましい。しかしながら、Ｃａを過剰に含有させると、介在物の形成により却って熱間加工性等が低下し、割れが発生しやすくなる。このため、Ｃａ含有量は０．０１％以下とするのが好ましい。
Ｃａは、低融点元素の粒界偏析を抑制して、粒界を強化する効果を有する。この結果、耐高温割れ性等が向上し、割れの発生が低減される。このため、Ｃａ含有量は、０．０００５％以上とする。Ｃａ含有量は、０．００２０％以上とするのが好ましい。しかしながら、Ｃａを過剰に含有させると、介在物の形成により却って熱間加工性等が低下し、割れが発生しやすくなる。このため、Ｃａ含有量は０．０１％以下とするのが好ましい。
Ｂ：０．０００２〜０．０１％
Ｂは、粒界を強化し、強度を向上させるとともに、割れの発生を抑制する効果を有する。このため、Ｂ含有量は、０．０００２％以上とする。Ｂ含有量は、０．０００３％以上とするのが好ましい。しかしながら、Ｂを過剰に含有させてもその効果が飽和するばかりか、ボロン化合物（ＢＮ、ＢＣ、Ｃｒ２Ｂ）の粒界析出を促進して耐高温割れ性も低下する。このため、Ｂ含有量は、０．０１％以下とする。
Ｂは、粒界を強化し、強度を向上させるとともに、割れの発生を抑制する効果を有する。このため、Ｂ含有量は、０．０００２％以上とする。Ｂ含有量は、０．０００３％以上とするのが好ましい。しかしながら、Ｂを過剰に含有させてもその効果が飽和するばかりか、ボロン化合物（ＢＮ、ＢＣ、Ｃｒ２Ｂ）の粒界析出を促進して耐高温割れ性も低下する。このため、Ｂ含有量は、０．０１％以下とする。
Ｃｕ：１．０％未満
Ｃｕは、スクラップ等の原料から混入する元素であり、オーステナイト相の安定化に有効な元素である。その一方、Ｃｕは、低融点元素であり、粒界に偏析し、ＰおよびＳによる高温割れを助長し、割れを生じやすくする。このため、Ｃｕ含有量は、１．０％未満とする。Ｃｕ含有量は、０．５％以下とするのが好ましい。しかしながら、Ｃｕ含有量を過剰に低減すると、溶解原料の制約を招き、製造コストが増加する。このため、Ｃｕ含有量は、０．０１％以上とするのが好ましい。
Ｃｕは、スクラップ等の原料から混入する元素であり、オーステナイト相の安定化に有効な元素である。その一方、Ｃｕは、低融点元素であり、粒界に偏析し、ＰおよびＳによる高温割れを助長し、割れを生じやすくする。このため、Ｃｕ含有量は、１．０％未満とする。Ｃｕ含有量は、０．５％以下とするのが好ましい。しかしながら、Ｃｕ含有量を過剰に低減すると、溶解原料の制約を招き、製造コストが増加する。このため、Ｃｕ含有量は、０．０１％以上とするのが好ましい。
Ｍｏ：１．０％未満
Ｍｏは、スクラップ等の原料から混入する元素であるが、過剰に含有させると、δフェライト相の生成を促進させ、耐水素ガス脆化性を低下させる。このため、Ｍｏ含有量は、１．０％未満とする。Ｍｏ含有量は、０．５％以下とするのが好ましい。一方、Ｍｏ含有量を過剰に低減すると、溶解原料の制約を招き、製造コストが増加する。このため、Ｍｏ含有量は、０．０１％以上とするのが好ましい。
Ｍｏは、スクラップ等の原料から混入する元素であるが、過剰に含有させると、δフェライト相の生成を促進させ、耐水素ガス脆化性を低下させる。このため、Ｍｏ含有量は、１．０％未満とする。Ｍｏ含有量は、０．５％以下とするのが好ましい。一方、Ｍｏ含有量を過剰に低減すると、溶解原料の制約を招き、製造コストが増加する。このため、Ｍｏ含有量は、０．０１％以上とするのが好ましい。
Ｎｂ：０〜０．５０％
Ｎｂは、炭窒化物を形成し、結晶粒を微細化し、粒界を強化する効果を有する。この結果、割れの発生を抑制する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｎｂを過剰に含有させると、熱間加工時の製造性および加工性が低下する。このため、Ｎｂ含有量は、０．５０％以下とする。Ｎｂ含有量は、０．３０％以下とするのが好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｎｂ含有量は、０．０１％以上とするのが好ましい。
Ｎｂは、炭窒化物を形成し、結晶粒を微細化し、粒界を強化する効果を有する。この結果、割れの発生を抑制する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｎｂを過剰に含有させると、熱間加工時の製造性および加工性が低下する。このため、Ｎｂ含有量は、０．５０％以下とする。Ｎｂ含有量は、０．３０％以下とするのが好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｎｂ含有量は、０．０１％以上とするのが好ましい。
Ｔｉ：０〜０．５０％
Ｔｉは、炭窒化物を形成し、結晶粒を微細化し、粒界を強化する効果を有する。この結果、Ｔｉは、割れの発生を抑制する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｔｉを過剰に含有させると、熱間加工時の製造性が低下する。このため、Ｔｉ含有量は、０．５０％以下とする。Ｔｉ含有量は、０．３０％以下とするのが好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｔｉ含有量は、０．０１％以上とするのが好ましい。
Ｔｉは、炭窒化物を形成し、結晶粒を微細化し、粒界を強化する効果を有する。この結果、Ｔｉは、割れの発生を抑制する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｔｉを過剰に含有させると、熱間加工時の製造性が低下する。このため、Ｔｉ含有量は、０．５０％以下とする。Ｔｉ含有量は、０．３０％以下とするのが好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｔｉ含有量は、０．０１％以上とするのが好ましい。
Ｖ：０〜０．５０％
Ｖは、鋼中に固溶または炭窒化物として析出し、強度を向上させる効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｖを過剰に含有させると、炭窒化物が過剰に形成し、熱間加工時の製造性を低下させる。このため、Ｖ含有量は、０．５０％以下とするのが好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｖ含有量は、０．０１％以上とするのが好ましい。
Ｖは、鋼中に固溶または炭窒化物として析出し、強度を向上させる効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｖを過剰に含有させると、炭窒化物が過剰に形成し、熱間加工時の製造性を低下させる。このため、Ｖ含有量は、０．５０％以下とするのが好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｖ含有量は、０．０１％以上とするのが好ましい。
Ｗ：０〜０．５０％
Ｗは、強度および耐食性を向上させる効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｗを過剰に含有させると、製造コストが増加する。このため、Ｗ含有量は、０．５０％以下とする。Ｗ含有量は、０．３０％以下とするのが好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｗ含有量は、０．００１％以上とするのが好ましい。
Ｗは、強度および耐食性を向上させる効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｗを過剰に含有させると、製造コストが増加する。このため、Ｗ含有量は、０．５０％以下とする。Ｗ含有量は、０．３０％以下とするのが好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｗ含有量は、０．００１％以上とするのが好ましい。
Ｚｒ：０〜０．５０％
Ｚｒは、脱酸効果を有する。また、耐食性を向上させる効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｚｒを過剰に含有させると、靭性および加工性が低下する。このため、Ｚｒ含有量は、０．５０％以下とする。Ｚｒ含有量は、０．３０％以下とするのが好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｚｒ含有量は、０．０１％以上とするのが好ましい。
Ｚｒは、脱酸効果を有する。また、耐食性を向上させる効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｚｒを過剰に含有させると、靭性および加工性が低下する。このため、Ｚｒ含有量は、０．５０％以下とする。Ｚｒ含有量は、０．３０％以下とするのが好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｚｒ含有量は、０．０１％以上とするのが好ましい。
Ｃｏ：０〜０．５０％
Ｃｏは、耐食性を向上させ、オーステナイト相を安定化させる効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｃｏを過剰に含有させると、靭性および加工性が低下する。このため、Ｃｏ含有量は、０．５０％以下とする。一方、上記効果を得るためには、Ｃｏ含有量は、０．０１％以上とするのが好ましい。
Ｃｏは、耐食性を向上させ、オーステナイト相を安定化させる効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｃｏを過剰に含有させると、靭性および加工性が低下する。このため、Ｃｏ含有量は、０．５０％以下とする。一方、上記効果を得るためには、Ｃｏ含有量は、０．０１％以上とするのが好ましい。
Ｍｇ：０〜０．００５％
Ｍｇは、低融点元素の粒界偏析を抑制して、粒界を強化する効果を有する。この結果、熱間加工性等が向上し、割れの発生を低減させる。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｍｇを過剰に含有させると、却って熱間加工性等が低下し、割れが発生しやすくなる。このため、Ｍｇ含有量は０．００５％以下とするのが好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｍｇ含有量は、０．０００１％以上とするのが好ましい。
Ｍｇは、低融点元素の粒界偏析を抑制して、粒界を強化する効果を有する。この結果、熱間加工性等が向上し、割れの発生を低減させる。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｍｇを過剰に含有させると、却って熱間加工性等が低下し、割れが発生しやすくなる。このため、Ｍｇ含有量は０．００５％以下とするのが好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｍｇ含有量は、０．０００１％以上とするのが好ましい。
Ｇａ：０〜０．０１０％
Ｇａは、熱間加工性を向上させる効果を有する。このため、必要に応じて、含有させてもよい。しかしながら、Ｇａを過剰に含有させると、製造性を低下させる。このため、Ｇａ含有量は、０．０１０％以下とする。一方、上記効果を得るためには、Ｇａ含有量は、０．００１％以上とするのが好ましい。
Ｇａは、熱間加工性を向上させる効果を有する。このため、必要に応じて、含有させてもよい。しかしながら、Ｇａを過剰に含有させると、製造性を低下させる。このため、Ｇａ含有量は、０．０１０％以下とする。一方、上記効果を得るためには、Ｇａ含有量は、０．００１％以上とするのが好ましい。
Ｈｆ：０〜０．１０％
Ｈｆは、強度を向上させ、耐水素ガス脆化性を向上させる効果を有する。このため、必要に応じて、含有させてもよい。しかしながら、Ｈｆを過剰に含有させると、加工性が低下する。このため、Ｈｆ含有量は、０．１０％以下とする。一方、上記効果を得るためには、Ｈｆ含有量は、０．０１％以上とするのが好ましい。
Ｈｆは、強度を向上させ、耐水素ガス脆化性を向上させる効果を有する。このため、必要に応じて、含有させてもよい。しかしながら、Ｈｆを過剰に含有させると、加工性が低下する。このため、Ｈｆ含有量は、０．１０％以下とする。一方、上記効果を得るためには、Ｈｆ含有量は、０．０１％以上とするのが好ましい。
ＲＥＭ：０〜０．１０％
ＲＥＭは、熱間加工性を向上させ、割れの発生を抑制する効果を有する。また、耐食性を向上させる効果も有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、ＲＥＭを過剰に含有させると、その効果が飽和するばかりか熱間加工性が低下する。このため、ＲＥＭ含有量は、０．１０％以下とする。一方、上記効果を得るためには、ＲＥＭ含有量は、０．０１％以上とするのが好ましい。
ＲＥＭは、熱間加工性を向上させ、割れの発生を抑制する効果を有する。また、耐食性を向上させる効果も有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、ＲＥＭを過剰に含有させると、その効果が飽和するばかりか熱間加工性が低下する。このため、ＲＥＭ含有量は、０．１０％以下とする。一方、上記効果を得るためには、ＲＥＭ含有量は、０．０１％以上とするのが好ましい。
ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素を指し、上記ＲＥＭ含有量はこれらの元素の合計含有量を意味する。ＲＥＭは、工業的には、ミッシュメタルの形で添加されることがある。
本発明の化学組成において、残部はＦｅおよび不純物である。ここで、不純物とは、鋳片を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、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。
２．ｆ値
本発明に係るオーステナイト系ステンレス鋼鋳片では、オーステナイト相の安定性を表す指標として、以下に算出されるｆ値を規定する。具体的には、下記（ｉ）式で算出されるｆ値を、２９．５超３２．５未満とする。
本発明に係るオーステナイト系ステンレス鋼鋳片では、オーステナイト相の安定性を表す指標として、以下に算出されるｆ値を規定する。具体的には、下記（ｉ）式で算出されるｆ値を、２９．５超３２．５未満とする。
ｆ値＝Ｎｉ＋０．７２Ｃｒ＋０．８８Ｍｏ＋１．１１Ｍｎ−０．２７Ｓｉ＋０．５３Ｃｕ＋１２．９３Ｃ＋７．５５Ｎ ・・・（ｉ）
但し、上記（ｉ）式中の各元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。
但し、上記（ｉ）式中の各元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。
ここで、ｆ値が２９．５以下であると、オーステナイト相の安定性が低く、耐水素ガス脆化性が低下する。このため、ｆ値は、２９．５超とする。
しかしながら、ｆ値が３２．５以上であると、高合金化により熱間加工性が低下する。また、原料コストが増加し、製造性も低下する。このため、ｆ値は、３２．５未満とする。耐水素ガス脆化性、熱間加工性、経済性の観点から、ｆ値は３０．０〜３１．５の範囲とするのが好ましい。
３．鋳片の金属組織
３−１．偏析度
本発明に係るオーステナイト系ステンレス鋼鋳片は、鋳片の長さ方向に垂直な断面の厚み中央部において、任意に選択された１ｍｍ四方の観察視野に対して、ビーム径１μｍ、加速電圧１５ｋＶ、照射電流１．４８×１０−９Ａの条件でＥＰＭＡを用いた面分析を行った場合に、下記（ii）および（iii）式を満足する領域の面積率が、７０％以上とする。
Ｍｎｓ＞０．８ ・・・（ii）
Ｎｉｓ＞０．８ ・・・（iii）
但し、上記（ii）および（iii）式中の各記号は、以下のように定義される。
Ｍｎｓ：Ｍｎの偏析度
Ｎｉｓ：Ｎｉの偏析度
３−１．偏析度
本発明に係るオーステナイト系ステンレス鋼鋳片は、鋳片の長さ方向に垂直な断面の厚み中央部において、任意に選択された１ｍｍ四方の観察視野に対して、ビーム径１μｍ、加速電圧１５ｋＶ、照射電流１．４８×１０−９Ａの条件でＥＰＭＡを用いた面分析を行った場合に、下記（ii）および（iii）式を満足する領域の面積率が、７０％以上とする。
Ｍｎｓ＞０．８ ・・・（ii）
Ｎｉｓ＞０．８ ・・・（iii）
但し、上記（ii）および（iii）式中の各記号は、以下のように定義される。
Ｍｎｓ：Ｍｎの偏析度
Ｎｉｓ：Ｎｉの偏析度
ここで、鋳片の長さ方向に垂直な断面の厚み中央部とは、図１に示す１の部分のことをいう。この領域で、鋳片の長さ方向に垂直な断面の厚み中央部において、上記の（ii）および（iii）式を満足する領域の面積率が７０％未満であると、ＭｎおよびＮｉの濃度が十分均質にならないからである。この結果、割れが生じる。上記面積率は、８０％以上とするのがより好ましく、９０％以上とするのがさらに好ましい。
なお、両元素の偏析度が（ii）および（iii）式を満足するか、否かは、ＥＰＭＡの面分析により直接的に図示されるマッピングデータに基づき、測定を行えばよい。この際の倍率を２００倍とするのがよい。
３−２．負偏析帯の幅
また、偏析度が０．７５未満である領域を負偏析帯とするとき、鋳片の長さ方向に垂直な断面の厚み中央部におけるＭｎおよびＮｉの負偏析帯の幅が０．０５ｍｍ以下とするのが好ましい。負偏析帯の幅が０．０５ｍｍ以下の場合に、より顕著に割れを抑制することができるからである。負偏析帯の幅は、上記負偏析帯は０．０３ｍｍ以下とするのがより好ましい。
また、偏析度が０．７５未満である領域を負偏析帯とするとき、鋳片の長さ方向に垂直な断面の厚み中央部におけるＭｎおよびＮｉの負偏析帯の幅が０．０５ｍｍ以下とするのが好ましい。負偏析帯の幅が０．０５ｍｍ以下の場合に、より顕著に割れを抑制することができるからである。負偏析帯の幅は、上記負偏析帯は０．０３ｍｍ以下とするのがより好ましい。
上記の負偏析帯の幅は、上記同様、例えば２００倍の視野で観察した際に、ＥＰＭＡでマッピングして負偏析帯を可視化し、負偏析の幅を測定することができる。
４．用途および鋼材の種類
本発明に係る鋳片は、高圧水素等の水素用機器に用いられるのが好ましい。また、本発明に係る鋳片を用いて、鋼管、棒鋼、厚板を製造し、製造したこれら鋼材を用いて、水素用機器に用いるのが好ましい。
本発明に係る鋳片は、高圧水素等の水素用機器に用いられるのが好ましい。また、本発明に係る鋳片を用いて、鋼管、棒鋼、厚板を製造し、製造したこれら鋼材を用いて、水素用機器に用いるのが好ましい。
５．製造方法
本発明に係る鋳片の好ましい製造方法について説明する。本発明に係る鋳片は、製造方法によらず、上述の構成を有していれば、その効果を得られるが、例えば、以下のような製造方法により、安定して製造することができる。
本発明に係る鋳片の好ましい製造方法について説明する。本発明に係る鋳片は、製造方法によらず、上述の構成を有していれば、その効果を得られるが、例えば、以下のような製造方法により、安定して製造することができる。
５−１．鋳造工程
本発明に係る鋳片は、上述の化学組成に調整した鋼を溶製、鋳造するのが好ましい。鋳造後、鋳片について１０００℃以上、１４００℃未満の温度域で水スプレーによる冷却を行うのが好ましい。この温度域で水スプレーによる冷却を行うことで、表面から圧縮応力付与するのと同等の効果を鋳片に及ぼし、内部割れを抑制することができる。加えて、冷却が遅くなる内部の凝固を促進し、負偏析帯の成長を抑制することができるからである。なお、この際、得られた鋼材を適宜、切断等を行い、寸法形状を整えてもよい。具体的には、スラブ、ビレットの形状にしてもよい。
本発明に係る鋳片は、上述の化学組成に調整した鋼を溶製、鋳造するのが好ましい。鋳造後、鋳片について１０００℃以上、１４００℃未満の温度域で水スプレーによる冷却を行うのが好ましい。この温度域で水スプレーによる冷却を行うことで、表面から圧縮応力付与するのと同等の効果を鋳片に及ぼし、内部割れを抑制することができる。加えて、冷却が遅くなる内部の凝固を促進し、負偏析帯の成長を抑制することができるからである。なお、この際、得られた鋼材を適宜、切断等を行い、寸法形状を整えてもよい。具体的には、スラブ、ビレットの形状にしてもよい。
５−２．熱間加工工程
続いて、鋼材について、必要に応じて、熱間加工を行うのが好ましい。熱間加工は、減面率２０％以上として行うのが好ましい。減面率が２０％以上の熱間加工を行うことで、負偏析帯の幅を低減することができ、負偏析を低減しやすくなるからである。また、熱間加工温度は、９００〜１２００℃の範囲とするのが好ましい。
続いて、鋼材について、必要に応じて、熱間加工を行うのが好ましい。熱間加工は、減面率２０％以上として行うのが好ましい。減面率が２０％以上の熱間加工を行うことで、負偏析帯の幅を低減することができ、負偏析を低減しやすくなるからである。また、熱間加工温度は、９００〜１２００℃の範囲とするのが好ましい。
５−３．拡散熱処理工程
さらに、必要に応じて、拡散熱処理を行うことが好ましい。拡散熱処理を行うことで、溶質原子の拡散が促進され、鋳造、凝固の際に生じた偏析を是正することができるからである。拡散熱処理の温度は、１２００〜１３００℃の範囲とするのが好ましい。上記熱処理温度が１２００℃未満であると、拡散が十分に生じず、偏析を是正することが難しいからである。一方、上記熱処理温度が１３００℃を超えると、鋳片の酸化による歩留まり低下および結晶粒の粗大化が生じる。このため、上記熱処理温度は１３００℃以下とするのが好ましい。
さらに、必要に応じて、拡散熱処理を行うことが好ましい。拡散熱処理を行うことで、溶質原子の拡散が促進され、鋳造、凝固の際に生じた偏析を是正することができるからである。拡散熱処理の温度は、１２００〜１３００℃の範囲とするのが好ましい。上記熱処理温度が１２００℃未満であると、拡散が十分に生じず、偏析を是正することが難しいからである。一方、上記熱処理温度が１３００℃を超えると、鋳片の酸化による歩留まり低下および結晶粒の粗大化が生じる。このため、上記熱処理温度は１３００℃以下とするのが好ましい。
なお、上記熱処理の熱処理時間は、１〜１０ｈとするのが好ましい。熱処理時間が１ｈ未満であると、溶質元素の十分な拡散がなされず、偏析が解消されにくい。このため、上記熱処理の熱処理時間は１ｈ以上とするのが好ましい。一方、上記熱処理の熱処理時間が１０ｈを超えると生産性が低下し、製造コストが増加する。このため、上記熱処理時間は、１０ｈ以下とするのが好ましい。
以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
表１に記載の化学組成を有する鋼を溶製し、鋳造した。鋳造後、鋳片を１０００℃以上１４００℃未満で、水スプレーにより冷却した。その後、鋳片を１１８０℃に加熱し、９００℃以上で減面率が４０％の熱間加工を行った。その後、一部は熱処理温度が１２５０℃で、熱処理時間が６ｈとして、拡散熱処理を行った。熱間加工ままで拡散熱処理を行わない鋳片は、１１００℃、１５分の溶体化熱処理を行った。得られた鋳片について、組織、耐水素ガス脆化性および耐高温割れ性について調査した。
（偏析度他）
鋳片の溶質原子の濃度分布については、ＥＰＭＡを用いて濃度分布を観察した。この際の条件は、以下の通りである。１ｍｍ四方の観察視野に対して、ビーム径１μｍ、加速電圧１５ｋＶ、照射電流１．４８×１０−９Ａの条件とした。
鋳片の溶質原子の濃度分布については、ＥＰＭＡを用いて濃度分布を観察した。この際の条件は、以下の通りである。１ｍｍ四方の観察視野に対して、ビーム径１μｍ、加速電圧１５ｋＶ、照射電流１．４８×１０−９Ａの条件とした。
分析試料は、中心部に中心偏析を含む厚み２０ｍｍの、幅３０ｍｍ小片のサンプルを採取し、その後、樹脂に埋め込み、鏡面研磨仕上とした。その後、観察面をカーボン蒸着し、厚み中心付近の１ｍｍ各エリアを幅方向にＥＰＭＡ分析し、濃度をマッピングし、偏析度および負偏析帯の幅を測定した。
（耐水素ガス脆化性）
耐水素ガス脆化性については、以下の手順で測定を行った。耐水素ガス脆化性については、得られた鋳片の厚さ中心付近から平行部長さ２０ｍｍ、直径２．５ｍｍの丸棒引張試験片を採取した。続いて、上記引張試験片を室温、７０ＭＰａ水素中および大気中において、歪速度５×１０−５／ｓの低歪速度引張試験（以下、単に「ＳＳＲＴ試験」と記載する。）を行った。ＳＳＲＴ試験の評価で引張破断強さと引張破断伸びとを測定した。耐水素ガス脆化性は、耐水素脆性評価値を用いて評価した。耐水素脆性評価値は以下の式に基づいて、算出することができる。
耐水素ガス脆化性については、以下の手順で測定を行った。耐水素ガス脆化性については、得られた鋳片の厚さ中心付近から平行部長さ２０ｍｍ、直径２．５ｍｍの丸棒引張試験片を採取した。続いて、上記引張試験片を室温、７０ＭＰａ水素中および大気中において、歪速度５×１０−５／ｓの低歪速度引張試験（以下、単に「ＳＳＲＴ試験」と記載する。）を行った。ＳＳＲＴ試験の評価で引張破断強さと引張破断伸びとを測定した。耐水素ガス脆化性は、耐水素脆性評価値を用いて評価した。耐水素脆性評価値は以下の式に基づいて、算出することができる。
耐水素脆性評価値＝｛（７０ＭＰａ水素中の引張破断強さ、または破断伸び）／（０．１ＭＰａ窒素中の引張破断強さ、または破断伸び）｝×１００（％） ・・・（ａ）
上記式から算出された引張破断強さの耐水素脆性評価値が９５％以上かつ引張破断伸びの耐水素脆性評価値が８０〜９０％の場合を、良好な耐水素ガス脆化性を有するとして、〇と記載した。同様に、引張破断強さの耐水素脆性評価値が９５％以上かつ引張破断伸びの耐水素脆性評価値が９０％超である場合を、特に、耐水素ガス脆化性が優れているとして◎と記載した。一方、耐水素脆性評価値が上記数値に満たない場合を耐水素ガス脆化性が不良であるとして、×と記載した。
上記式から算出された引張破断強さの耐水素脆性評価値が９５％以上かつ引張破断伸びの耐水素脆性評価値が８０〜９０％の場合を、良好な耐水素ガス脆化性を有するとして、〇と記載した。同様に、引張破断強さの耐水素脆性評価値が９５％以上かつ引張破断伸びの耐水素脆性評価値が９０％超である場合を、特に、耐水素ガス脆化性が優れているとして◎と記載した。一方、耐水素脆性評価値が上記数値に満たない場合を耐水素ガス脆化性が不良であるとして、×と記載した。
（耐高温割れ性）
耐高温割れ性については、トランスバレストレイン試験により評価した。具体的には、得られた鋳片の厚さ中心から、４ｍｍ厚×幅１００ｍｍ×長さ１００ｍｍの試験片を切り出し、溶接をしながらひずみを付与した。溶接はＧＴＡＷ（Ｇａｓ Ｔｕｎｇｓｔｅｎ Ａｒｃ Ｗｅｌｄｉｎｇ）、溶接条件は１００Ａ、１２Ｖ、１０ｃｍ／ｍｉｎ、歪量４％とし、溶接金属部に発生した割れを観察した。
耐高温割れ性については、トランスバレストレイン試験により評価した。具体的には、得られた鋳片の厚さ中心から、４ｍｍ厚×幅１００ｍｍ×長さ１００ｍｍの試験片を切り出し、溶接をしながらひずみを付与した。溶接はＧＴＡＷ（Ｇａｓ Ｔｕｎｇｓｔｅｎ Ａｒｃ Ｗｅｌｄｉｎｇ）、溶接条件は１００Ａ、１２Ｖ、１０ｃｍ／ｍｉｎ、歪量４％とし、溶接金属部に発生した割れを観察した。
溶接金属部の最大割れ長さが０．５ｍｍ未満である例は、極めて高い耐高温割れ性を有するとして、◎と記載し、０．５〜１．０ｍｍ未満であった例は、割れが少なく良好な耐高温割れ性を有したとして、〇と記載した。上記最大割れ長さが１．０〜１．５ｍｍ未満である場合は、代表的なオーステナイト安定鋼であるＳＵＳＵ３１０Ｓ（２５Ｃｒ−２０Ｎｉ）と同程度として△と記載し、１．５ｍｍを超える割れが発生したものは、耐高温割れ性が不良だったとして、×と記載した。以下、結果を纏めて表２に示す。
本発明の規定を満足する試験Ｎｏ．１〜１８は、耐水素ガス脆化性および耐高温割れ性が良好であった。Ｎｏ．１は、本発明の規定を満足するするものの、偏析度の面積率および負偏析帯幅の規定は満足しなかったため、耐高温割れ性は、他の本発明例と比較し、やや劣る結果となった。Ｎｏ．２〜５についても、少なくとも偏析度の面積率および負偏析帯幅のいずれか一方の規定は満足しなかったため、耐高温割れ性がやや劣る結果となった。また、水素ガス脆化性についても、他の本発明例と比較し、若干劣る結果となった。
その一方、本発明の規定を満足しない試験Ｎｏ．１９〜２６は、耐水素ガス脆化性と耐高温割れ性の少なくとも一方が不良であった。Ｎｏ．１９は、Ｃｕ含有量が本発明の規定を満足しなかったため、耐高温割れ性が低下した。Ｎｏ．２０は、Ｂ含有量が規定より少なかったため、耐高温割れ性が低下した。Ｎｏ．２１は、Ａｌ含有量が過剰であったため、耐高温割れ性が低下した。
Ｎｏ．２２は、Ａｌ含有量およびＣａ含有量が少なかったため、耐高温割れ性が低下した。Ｎｏ．２３は、Ｓ含有量が高く、非金属介在物の量が増加したため、耐高温割れ性が低下した。Ｎｏ．２４は、ｆ値が規定の下限値を下回ったため、耐水素ガス脆化性が低下した。Ｎｏ．２５は、ｆ値が規定の上限値を上回ったため、耐高温割れ性が低下した。Ｎｏ．２６は、Ｎｉ含有量が本発明の規定を下回ったため、耐水素ガス脆化性が低下した。
１ ：鋳片の長さ方向に垂直な断面の厚み中央部
２ ：鋳片
２ ：鋳片
本発明に係る鋳片は、耐水素ガス脆化性と耐高温割れ性とに優れ、高圧水素ガス用途の鋼管、棒鋼、厚板に使用される鋳片として好適である。
Claims (8)
- 化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．１０％以下、
Ｓｉ：１．０％以下、
Ｍｎ：８．０〜１０．０％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．００３０％以下、
Ｃｒ：１５．０〜１８．０％、
Ｎｉ：７．０〜９．０％、
Ｎ：０．１５〜０．２５％、
Ａｌ：０．００５〜０．２０％、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
Ｂ：０．０００２〜０．０１％、
Ｃｕ：１．０％未満、
Ｍｏ：１．０％未満、
Ｎｂ：０〜０．５０％、
Ｔｉ：０〜０．５０％、
Ｖ：０〜０．５０％、
Ｗ：０〜０．５０％、
Ｚｒ：０〜０．５０％、
Ｃｏ：０〜０．５０％、
Ｍｇ：０〜０．００５％、
Ｇａ：０〜０．０１０％、
Ｈｆ：０〜０．１０％、
ＲＥＭ：０〜０．１０％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
下記（ｉ）式で算出されるｆ値が、２９．５超３２．５未満である、オーステナイト系ステンレス鋼鋳片。
ｆ値＝Ｎｉ＋０．７２Ｃｒ＋０．８８Ｍｏ＋１．１１Ｍｎ−０．２７Ｓｉ＋０．５３Ｃｕ＋１２．９３Ｃ＋７．５５Ｎ ・・・（ｉ）
但し、上記（ｉ）式中の各元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。 - 前記化学組成が、質量％で、
Ｎｂ：０．０１〜０．５０％、
Ｔｉ：０．０１〜０．５０％、
Ｖ：０．０１〜０．５０％、
Ｗ：０．００１〜０．５０％、
Ｚｒ：０．０１〜０．５０％、
Ｃｏ：０．０１〜０．５０％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．００５％、
Ｇａ：０．００１〜０．０１０％、
Ｈｆ：０．０１〜０．１０％、および
ＲＥＭ：０．０１〜０．１０％、
から選択される一種以上を含有する、請求項１に記載のオーステナイト系ステンレス鋼鋳片。 - 鋳片の長さ方向に垂直な断面の厚み中央部において、任意に選択された１ｍｍ四方の観察視野に対して、ビーム径１μｍ、加速電圧１５ｋＶ、照射電流１．４８×１０−９Ａの条件でＥＰＭＡを用いた面分析を行った場合に、下記（ii）および（iii）式を満足する領域の面積率が、７０％以上である、請求項１または２に記載のオーステナイト系ステンレス鋼鋳片。
Ｍｎｓ＞０．８ ・・・（ii）
Ｎｉｓ＞０．８ ・・・（iii）
但し、上記（ii）および（iii）式中の各記号は、以下のように定義される。
Ｍｎｓ：Ｍｎの偏析度
Ｎｉｓ：Ｎｉの偏析度 - 偏析度が０．７５未満である領域を負偏析帯とするとき、
前記鋳片の長さ方向に垂直な断面の厚み中央部におけるＭｎおよびＮｉの前記負偏析帯の幅が０．０５ｍｍ以下である、請求項３に記載のオーステナイト系ステンレス鋼鋳片。 - 水素用機器に用いられる請求項１〜４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鋳片。
- 請求項１〜４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鋳片を用いた鋼管。
- 請求項１〜４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鋳片を用いた棒鋼。
- 請求項１〜４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鋳片を用いた厚板。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2020001833A JP7550517B2 (ja) | 2020-01-09 | 2020-01-09 | オーステナイト系ステンレス鋼鋼片、ならびにそれを用いた鋼管、棒鋼、および厚板 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2020001833A JP7550517B2 (ja) | 2020-01-09 | 2020-01-09 | オーステナイト系ステンレス鋼鋼片、ならびにそれを用いた鋼管、棒鋼、および厚板 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2021109998A true JP2021109998A (ja) | 2021-08-02 |
| JP7550517B2 JP7550517B2 (ja) | 2024-09-13 |
Family
ID=77059212
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2020001833A Active JP7550517B2 (ja) | 2020-01-09 | 2020-01-09 | オーステナイト系ステンレス鋼鋼片、ならびにそれを用いた鋼管、棒鋼、および厚板 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP7550517B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP7564696B2 (ja) | 2020-12-04 | 2024-10-09 | 日鉄ステンレス株式会社 | オーステナイト系ステンレス鋼溶接用溶加材 |
Citations (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS63192537A (ja) * | 1987-02-05 | 1988-08-09 | Sumitomo Metal Ind Ltd | オ−ステナイト系ステンレス鋼鋳片の連続鋳造法 |
| JPS6447817A (en) * | 1987-08-13 | 1989-02-22 | Nippon Steel Corp | Production of austenitic stainless steel having excellent seawater corrosion resistance |
| WO2012043877A1 (ja) * | 2010-09-29 | 2012-04-05 | 新日鐵住金ステンレス株式会社 | オーステナイト系高Ｍｎステンレス鋼およびその製造方法と、その鋼を用いた部材 |
| JP2013145221A (ja) * | 2011-12-13 | 2013-07-25 | Jfe Steel Corp | Ｈｉｃ割れ危険度が低い鋼材及びその中心偏析部評価法 |
| JP2015196837A (ja) * | 2014-03-31 | 2015-11-09 | 新日鐵住金ステンレス株式会社 | 非磁性遊技球用オーステナイト系ステンレス鋼線材及び鋼線 |
| WO2018180788A1 (ja) * | 2017-03-30 | 2018-10-04 | 新日鐵住金ステンレス株式会社 | 溶接性に優れた水素用高Ｍｎオーステナイト系ステンレス鋼、それを用いた溶接継手および水素用機器、並びに溶接継手の製造方法 |
| JP2019143227A (ja) * | 2018-02-23 | 2019-08-29 | 日鉄ステンレス株式会社 | 高Ｍｎオーステナイト系ステンレス鋼 |
| JP2019143228A (ja) * | 2018-02-23 | 2019-08-29 | 日鉄ステンレス株式会社 | 高Ｍｎオーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法 |
-
2020
- 2020-01-09 JP JP2020001833A patent/JP7550517B2/ja active Active
Patent Citations (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS63192537A (ja) * | 1987-02-05 | 1988-08-09 | Sumitomo Metal Ind Ltd | オ−ステナイト系ステンレス鋼鋳片の連続鋳造法 |
| JPS6447817A (en) * | 1987-08-13 | 1989-02-22 | Nippon Steel Corp | Production of austenitic stainless steel having excellent seawater corrosion resistance |
| WO2012043877A1 (ja) * | 2010-09-29 | 2012-04-05 | 新日鐵住金ステンレス株式会社 | オーステナイト系高Ｍｎステンレス鋼およびその製造方法と、その鋼を用いた部材 |
| JP2013145221A (ja) * | 2011-12-13 | 2013-07-25 | Jfe Steel Corp | Ｈｉｃ割れ危険度が低い鋼材及びその中心偏析部評価法 |
| JP2015196837A (ja) * | 2014-03-31 | 2015-11-09 | 新日鐵住金ステンレス株式会社 | 非磁性遊技球用オーステナイト系ステンレス鋼線材及び鋼線 |
| WO2018180788A1 (ja) * | 2017-03-30 | 2018-10-04 | 新日鐵住金ステンレス株式会社 | 溶接性に優れた水素用高Ｍｎオーステナイト系ステンレス鋼、それを用いた溶接継手および水素用機器、並びに溶接継手の製造方法 |
| JP2019143227A (ja) * | 2018-02-23 | 2019-08-29 | 日鉄ステンレス株式会社 | 高Ｍｎオーステナイト系ステンレス鋼 |
| JP2019143228A (ja) * | 2018-02-23 | 2019-08-29 | 日鉄ステンレス株式会社 | 高Ｍｎオーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法 |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP7564696B2 (ja) | 2020-12-04 | 2024-10-09 | 日鉄ステンレス株式会社 | オーステナイト系ステンレス鋼溶接用溶加材 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP7550517B2 (ja) | 2024-09-13 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP6460292B1 (ja) | 高Ｍｎ鋼およびその製造方法 | |
| KR102405388B1 (ko) | 고 Mn 강 및 그 제조 방법 | |
| JP2012184500A (ja) | 溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板およびその製造方法 | |
| JP2020117811A (ja) | 耐摩耗鋼 | |
| WO2018105510A1 (ja) | 高Ｍｎ鋼板およびその製造方法 | |
| KR20160088375A (ko) | 강판 및 그 제조 방법 | |
| CN111051553B (zh) | 高Mn钢及其制造方法 | |
| JP2011214099A (ja) | 強度および低温靭性と脆性亀裂伝播停止特性に優れた低温用Ｎｉ含有鋼およびその製造方法 | |
| JP6856083B2 (ja) | 高Ｍｎ鋼およびその製造方法 | |
| JPH08158006A (ja) | 溶接熱影響部の靭性が優れた高強度鋼 | |
| JP2008303424A (ja) | 耐溶接割れ性が優れた高張力鋼材の製造方法 | |
| WO2019069998A1 (ja) | オーステナイト系ステンレス鋼 | |
| WO2019180499A1 (en) | A steel composition in accordance with api 5l psl-2 specification for x-65 grade having enhanced hydrogen induced cracking (hic) resistance, and method of manufacturing the steel thereof | |
| RU2653954C2 (ru) | Способ производства толстолистового проката для изготовления электросварных газонефтепроводных труб большого диаметра категории прочности х42-х56, стойких против индуцированного водородом растрескивания в h2s -содержащих средах | |
| JP7550517B2 (ja) | オーステナイト系ステンレス鋼鋼片、ならびにそれを用いた鋼管、棒鋼、および厚板 | |
| EP3686306B1 (en) | Steel plate and method for manufacturing same | |
| KR101937005B1 (ko) | 용접 조인트 | |
| KR101867111B1 (ko) | 전자 빔 용접 조인트 및 전자 빔 용접용 강재와 그 제조 방법 | |
| JPWO2019050010A1 (ja) | 鋼板およびその製造方法 | |
| KR102387364B1 (ko) | 고Mn강 및 그의 제조 방법 | |
| JP2002180181A (ja) | 極低炭素系高張力鋼溶接継手の製造方法および溶接鋼構造物 | |
| JP2020012176A (ja) | 鋼材およびその製造方法 | |
| JP2013151742A (ja) | 高靭性高張力鋼およびその製造方法 | |
| JP7564696B2 (ja) | オーステナイト系ステンレス鋼溶接用溶加材 | |
| CN116590607A (zh) | 奥氏体不锈钢和耐氢部件 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20221024 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20231012 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20231024 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20231124 |
|
| A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20240227 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20240522 |
|
| A911 | Transfer to examiner for re-examination before appeal (zenchi) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A911 Effective date: 20240529 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20240813 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20240903 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 7550517 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |