JP2021113354A - Austenitic stainless steel - Google Patents
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Abstract
Description
本発明はステンレス鋼に関し、さらに詳しくは、オーステナイト系ステンレス鋼に関する。 The present invention relates to stainless steel, and more particularly to austenitic stainless steel.
火力発電所、石油精製または石油化学プラントの加熱炉管は、６００℃以上の高温で、かつ硫化物や塩化物を含む腐食環境に長時間さらされる場合がある。そのため、加熱炉管に用いられる材料には、高いクリープ強度や、良好な耐ポリチオン酸粒界応力腐食割れ性を有することが求められる。 Heating furnace tubes of thermal power plants, petroleum refining or petrochemical plants may be exposed to high temperatures of 600 ° C. and above and to corrosive environments containing sulfides and chlorides for long periods of time. Therefore, the material used for the heating furnace tube is required to have high creep strength and good polythionic acid grain boundary stress corrosion cracking resistance.
特許文献１には、ボイラの過酷な使用環境下において、良好な高温強度と耐食性を有するボイラ用のオーステナイト系耐熱鋼が記載されている。また、特許文献２には、高温での長時間使用の際のＨＡＺにおける耐脆化割れ性に優れ、ポリチオン酸ＳＳＣに対して高い抵抗力を有するオーステナイト系ステンレス鋼が記載されている。更に、特許文献３には、耐ポリチオン酸ＳＳＣ性に優れ、クリープ延性にも優れるオーステナイト系ステンレス鋼が記載されている。 Patent Document 1 describes an austenitic heat-resistant steel for a boiler, which has good high-temperature strength and corrosion resistance under the harsh usage environment of the boiler. Further, Patent Document 2 describes an austenitic stainless steel having excellent embrittlement cracking resistance in HAZ when used for a long time at a high temperature and having high resistance to polythionic acid SSC. Further, Patent Document 3 describes an austenitic stainless steel having excellent polythionic acid SSC resistance and excellent creep ductility.
特許文献３に記載されたオーステナイト系ステンレス鋼では、Ｍｏ、Ｂ、Ｃの含有量のバランスを取ることで、クリープ延性を向上させている。しかしながら、最近では、特許文献３に記載されオーステナイト系ステンレス鋼よりも、より長時間でのクリープ試験においてクリープ強度とクリープ延性の両立が可能なステンレス鋼が望まれている。 In the austenitic stainless steel described in Patent Document 3, the creep ductility is improved by balancing the contents of Mo, B, and C. However, recently, there has been a demand for a stainless steel capable of achieving both creep strength and creep ductility in a creep test for a longer period of time than the austenitic stainless steel described in Patent Document 3.
本発明は上記事情に鑑みてなされたものであり、高いクリープ強度とクリープ延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を課題とする。 The present invention has been made in view of the above circumstances, and an object of the present invention is to provide an austenitic stainless steel having high creep strength and creep ductility.
本発明に係るオーステナイト系ステンレス鋼は、以下の通りである。
［１］ 化学組成が質量％で、
Ｃ ：０．０３０％以下、
Ｓｉ：０．１〜１．０％、
Ｍｎ：０．２〜２．０％、
Ｐ ：０．０１〜０．０４％、
Ｓ ：０．０１％以下、
Ｃｒ：１５．０〜２５．０％、
Ｎｉ：９．０〜１８．０％、
Ｎ：０．０６〜０．２５％、
Ｎｂ：０．２〜１．０％、
Ｃｕ：２．０超〜４．０％、
Ｍｏ：０．１〜２．０％、
Ｂ ：０．０００５〜０．００８％、
Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００５〜０．０８０％、
Ｖ ：０〜１．０％、
Ｃｏ：０〜１．０％、
Ｙ ：０〜１．０％、
Ｚｒ：０〜１．０％、
Ｈｆ：０〜０．２０％、
Ｔa：０〜０．２％、
Ｗ ：０〜５．０％、
Ｃａ：０〜０．０１０％、
Ｍｇ：０〜０．０１０％、
希土類元素：０〜０．１０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、
粒界におけるＢ濃度が母相でのＢ濃度に比較して５００倍以上であり、
平均結晶粒径が粒度番号で５．０〜１１．０である、オーステナイト系ステンレス鋼。
［２］ 更に、質量％で、
Ｖ ：０.１〜１．０％、
Ｃｏ：０.１〜１．０％、
Ｙ ：０.１〜１．０％、
Ｚｒ：０.１〜１．０％、
Ｈｆ：０.０１〜０．２０％、
Ｔa：０.０１〜０．２％、
Ｗ ：０.１〜５．０％、
Ｃａ：０.０００５〜０．０１０％、
Ｍｇ：０.０００５〜０．０１０％、
希土類元素：０.０００５〜０．１０％のうちの１種または２種以上を含有する、［１］に記載のオーステナイト系ステンレス鋼。
［３］ 下記式（１）を満たす、［１］または［２］に記載のオーステナイト系ステンレス鋼。
Ｆ１＝０．２×Ｍｏ＋５×Ｎｂ＋５００×Ｂ＋５×Ｙ＋５×Ｚｒ＞２．０ …（１）
ただし、式（１）中のＭｏ、Ｎｂ、Ｂ、Ｙ及びＺｒは、それぞれの元素の質量％であり、ＹまたはＺｒを含有量しない場合はそれぞれ０を代入する。
The austenitic stainless steel according to the present invention is as follows.
[1] The chemical composition is mass%,
C: 0.030% or less,
Si: 0.1 to 1.0%,
Mn: 0.2-2.0%,
P: 0.01-0.04%,
S: 0.01% or less,
Cr: 15.0 to 25.0%,
Ni: 9.0-18.0%,
N: 0.06 to 0.25%,
Nb: 0.2 to 1.0%,
Cu: Over 2.0 to 4.0%,
Mo: 0.1 to 2.0%,
B: 0.0005 to 0.008%,
Sol. Al: 0.0005 to 0.080%,
V: 0-1.0%,
Co: 0-1.0%,
Y: 0-1.0%,
Zr: 0-1.0%,
Hf: 0 to 0.20%,
Ta: 0-0.2%,
W: 0-5.0%,
Ca: 0-0.010%,
Mg: 0-0.010%,
Rare earth element: Contains 0 to 0.10%, the balance consists of Fe and impurities,
The B concentration at the grain boundaries is 500 times or more that of the B concentration at the parent phase.
Austenitic stainless steel having an average crystal grain size of 5.0 to 11.0.
[2] Furthermore, by mass%,
V: 0.1-1.0%,
Co: 0.1-1.0%,
Y: 0.1-1.0%,
Zr: 0.1-1.0%,
Hf: 0.01 to 0.20%,
Ta: 0.01-0.2%,
W: 0.1-5.0%,
Ca: 0.0005 to 0.010%,
Mg: 0.0005 to 0.010%,
Rare earth element: The austenitic stainless steel according to [1], which contains one or more of 0.0005 to 0.10%.
[3] The austenitic stainless steel according to [1] or [2], which satisfies the following formula (1).
F1 = 0.2 × Mo + 5 × Nb + 500 × B + 5 × Y + 5 × Zr> 2.0… (1)
However, Mo, Nb, B, Y and Zr in the formula (1) are mass% of each element, and 0 is substituted when Y or Zr is not contained.
本発明によるオーステナイト系ステンレス鋼は、クリープ強度、クリープ延性に優れる。 The austenitic stainless steel according to the present invention is excellent in creep strength and creep ductility.
本発明者らは、オーステナイト系ステンレス鋼において、Ｂの粒界偏析量が大きいほどクリープ延性、およびクリープ強度が高くなることを見出した。具体的には、母相のＢ濃度に対して粒界のＢ濃度が５００倍以上であれば、クリープ延性、およびクリープ強度が向上することを見出した。 The present inventors have found that in austenitic stainless steel, the larger the grain boundary segregation amount of B, the higher the creep ductility and creep strength. Specifically, it has been found that when the B concentration at the grain boundary is 500 times or more the B concentration of the matrix, the creep ductility and the creep strength are improved.
粒界のＢ濃度は、結晶組織の粒界面積の影響を受ける。すなわち、オーステナイト系ステンレス鋼の結晶組織において、結晶粒径が小さくなるほど、鋼全体としての粒界面積が大きくなり、粒界におけるＢの平均濃度が小さくなる。また、結晶粒径が小さくなると、粒界における変形が助長され、その結果、クリープ強度が低下する。そのため、結晶粒径は大きい方がよい。すなわち、平均結晶粒径は粒度番号で１１．０以下とすることが必要である。一方で、結晶粒径が大きすぎると、拡散距離が足らず、溶体化時点での粒界偏析量が小さくなる。さらに、粒界近傍における局所変形が助長され、結果クリープ強度とクリープ延性が低くなる。これを避けるためには平均結晶粒径が粒度番号で５．０以上である必要がある。 The B concentration at the grain boundaries is affected by the grain boundary area of the crystal structure. That is, in the crystal structure of austenitic stainless steel, the smaller the crystal grain size, the larger the grain boundary area of the steel as a whole, and the smaller the average concentration of B at the grain boundary. Further, when the crystal grain size becomes small, deformation at the grain boundary is promoted, and as a result, the creep strength decreases. Therefore, the crystal grain size should be large. That is, the average crystal grain size needs to be 11.0 or less in terms of particle size number. On the other hand, if the crystal grain size is too large, the diffusion distance is insufficient and the amount of grain boundary segregation at the time of solution formation becomes small. In addition, local deformation near grain boundaries is promoted, resulting in lower creep strength and creep ductility. In order to avoid this, the average crystal grain size needs to be 5.0 or more in terms of particle size number.
また、Ｎｂ、Ｍｏの含有は、Ｂの粒界偏析を促進することが明らかとなった。更にまた、Ｚｒ、Ｙを含有させることで、Ｂの粒界偏析をより促進することが明らかとなった。そこで、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｚｒ，Ｙ、Ｂの添加量がクリープ強度に及ぼす影響に関して、さらに調査を勧めたところ、下記式（１）を満たす場合、より優れたクリープ延性およびクリープ強度が得られることがわかった。 Further, it was clarified that the content of Nb and Mo promotes the grain boundary segregation of B. Furthermore, it was clarified that the inclusion of Zr and Y further promotes the grain boundary segregation of B. Therefore, we recommended further investigation on the effect of the amount of Nb, Mo, Zr, Y, and B added on the creep strength. As a result, when the following formula (1) is satisfied, better creep ductility and creep strength can be obtained. I understood.
Ｆ１＝０．２×Ｍｏ＋５×Ｎｂ＋５００×Ｂ＋５×Ｙ＋５×Ｚｒ＞２．０ …（１）
上記式（１）中のＭｏ、Ｎｂ、Ｂ、Ｙ及びＺｒは、それぞれの元素の質量％であり、ＹまたはＺｒを含有量しない場合はそれぞれ０を代入する。
F1 = 0.2 × Mo + 5 × Nb + 500 × B + 5 × Y + 5 × Zr> 2.0… (1)
Mo, Nb, B, Y and Zr in the above formula (1) are mass% of each element, and 0 is substituted when Y or Zr is not contained.
以下、本発明の実施形態であるオーステナイト系ステンレス鋼について説明する。
本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼は、以下に説明する化学組成を有し、粒界におけるＢ濃度が母相でのＢ濃度に比較して５００倍以上であり、平均結晶粒径が粒度番号で５．０〜１１．０のオーステナイト系ステンレス鋼である。また、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼は、上記式（１）を満たしていてもよい。
Hereinafter, the austenitic stainless steel according to the embodiment of the present invention will be described.
The austenitic stainless steel of the present embodiment has the chemical composition described below, the B concentration at the grain boundary is 500 times or more the B concentration at the parent phase, and the average crystal grain size is the particle size number. 5.0 to 11.0 austenitic stainless steel. Further, the austenitic stainless steel of the present embodiment may satisfy the above formula (1).
［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。
[Chemical composition]
The chemical composition of the austenitic stainless steel of the present embodiment contains the following elements.
Ｃ：０．０３０％以下
炭素（Ｃ）は、不可避に含有される。Ｃは６００℃以上の高温腐食環境下で本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼を使用中において、粒界にＣｒ−ｒｉｃｈなＭ２３Ｃ６型炭化物を生成し、耐ポリチオン酸粒界応力腐食割れ性を低下させる。したがって、Ｃ含有量は０．０３０％以下である。好ましいＣ含有量は０．０２５％以下であり、さらに好ましくは０．０２０％以下である。Ｃ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、上述の通り、Ｃは不可避に含有されるため、工業生産上、Ｃは少なくとも、０．０００１％は含有され得る。そのため、Ｃ含有量は０．０００１％以上でもよい。
C: 0.030% or less Carbon (C) is inevitably contained. C is during use austenitic stainless steel of the present embodiment under 600 ° C. or more high temperature corrosive environment, it generates a Cr-rich such M 23 C 6 type carbide grain boundaries, anti polythionic acid grain boundary stress corrosion cracking To reduce. Therefore, the C content is 0.030% or less. The C content is preferably 0.025% or less, more preferably 0.020% or less. The C content is preferably as low as possible. However, as described above, since C is inevitably contained, C can be contained at least 0.0001% in industrial production. Therefore, the C content may be 0.0001% or more.
Ｓｉ：０．１〜１．０％
シリコン（Ｓｉ）は、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、上記効果が得られない。一方、Ｓｉ含有量が高すぎれば、鋼中にシグマ相（σ相）が析出し、鋼の靱性およびクリープ強度が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．１〜１．０％である。好ましいＳｉ含有量は０．７５％以下であり、さらに好ましくは０．５０％以下である。
Si: 0.1 to 1.0%
Silicon (Si) deoxidizes steel. Si further enhances the oxidation resistance and steam oxidation resistance of steel. If the Si content is too low, the above effect cannot be obtained. On the other hand, if the Si content is too high, a sigma phase (σ phase) is precipitated in the steel, and the toughness and creep strength of the steel are lowered. Therefore, the Si content is 0.1 to 1.0%. The Si content is preferably 0.75% or less, more preferably 0.50% or less.
Ｍｎ：０．２〜２．０％
マンガン（Ｍｎ）は、鋼を脱酸する。Ｍｎはさらに、オーステナイトを安定化して、クリープ強度を高める。Ｍｎ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、鋼のクリープ強度が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．２〜２．０％である。好ましいＭｎ含有量は０．３％以上であり、さらに好ましくは０．４％以上である。また、好ましいＭｎ含有量は１．７％以下であり、さらに好ましくは１．６％以下である。
Mn: 0.2 to 2.0%
Manganese (Mn) deoxidizes steel. Mn also stabilizes austenite to increase creep strength. If the Mn content is too low, the above effect cannot be obtained. On the other hand, if the Mn content is too high, the creep strength of the steel decreases. Therefore, the Mn content is 0.2 to 2.0%. The Mn content is preferably 0.3% or more, and more preferably 0.4% or more. The Mn content is preferably 1.7% or less, more preferably 1.6% or less.
Ｐ：０．０１〜０．０４％
燐（Ｐ）は、鋼の熱間加工性及び靱性を低下させる。一方で、Ｐの含有量が低すぎると、優れたクリープ延性が得られない。したがって、Ｐ含有量は０．０１〜０．０４％である。好ましいＰ含有量は０．０３５％以下であり、さらに好ましくは０．０３２％以下である。また、Ｐ含有量は０．０１２％以上でもよい。
P: 0.01-0.04%
Phosphorus (P) reduces the hot workability and toughness of steel. On the other hand, if the P content is too low, excellent creep ductility cannot be obtained. Therefore, the P content is 0.01 to 0.04%. The P content is preferably 0.035% or less, more preferably 0.032% or less. Further, the P content may be 0.012% or more.
Ｓ：０．０１％以下
硫黄（Ｓ）は不純物である。Ｓは鋼の熱間加工性及びクリープ延性を低下させる。したがって、Ｓ含有量は０．０１％以下である。Ｓ含有量は０．００８％以下でもよい。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｓは不可避に含有され、工業生産上、Ｓは少なくとも０．０００１％は含有され得る。そのため、Ｓ含有量は０．０００１%以上であってもよい。
S: 0.01% or less Sulfur (S) is an impurity. S reduces the hot workability and creep ductility of steel. Therefore, the S content is 0.01% or less. The S content may be 0.008% or less. The S content is preferably as low as possible. However, S is unavoidably contained, and in industrial production, S can be contained at least 0.0001%. Therefore, the S content may be 0.0001% or more.
Ｃｒ：１５．０〜２５．０％
クロム（Ｃｒ）は、鋼の耐ポリチオン酸粒界応力腐食性を高める。Ｃｒはさらに、耐酸化性、耐水蒸気酸化性、耐高温腐食性等を高める。Ｃｒ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｃｒ含有量が高すぎれば、鋼のクリープ強度および靱性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は１５．０〜２５．０％である。Ｃｒ含有量は、１６．０％以上でもよく、１６．５％以上でもよく、１７．０％以上でもよい。また、Ｃｒ含有量は２４．０％以下でもよく、２３．０％以下でもよい。
Cr: 15.0 to 25.0%
Chromium (Cr) enhances the polythionic acid intergranular stress corrosiveness of steel. Cr further enhances oxidation resistance, steam oxidation resistance, high temperature corrosion resistance and the like. If the Cr content is too low, the above effect cannot be obtained. On the other hand, if the Cr content is too high, the creep strength and toughness of the steel will decrease. Therefore, the Cr content is 15.0 to 25.0%. The Cr content may be 16.0% or more, 16.5% or more, or 17.0% or more. Further, the Cr content may be 24.0% or less, or 23.0% or less.
Ｎｉ：９．０〜１８．０％
ニッケル（Ｎｉ）は、オーステナイトを安定化して、クリープ強度を高める。Ｎｉ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｎｉ含有量が高すぎれば上記効果が飽和し、さらに、製造コストが高くなる。したがって、Ｎｉ含有量は９．０〜１８．０％である。Ｎｉ含有量は１０．０％以上でもよく、１０．５％以上でもよい。また、Ｎｉ含有量は１７．５％以下でもよく、１７．０％以下でもよい。
Ni: 9.0-18.0%
Nickel (Ni) stabilizes austenite and increases creep strength. If the Ni content is too low, the above effect cannot be obtained. On the other hand, if the Ni content is too high, the above effect is saturated and the manufacturing cost is further increased. Therefore, the Ni content is 9.0 to 18.0%. The Ni content may be 10.0% or more, or 10.5% or more. Further, the Ni content may be 17.5% or less, or 17.0% or less.
Ｎ：０．０６〜０．２５％
窒素（Ｎ）は、マトリクス（母相）に固溶してオーステナイトを安定化して、クリープ強度を高める。Ｎはさらに、粒内に微細な炭窒化物を形成し、鋼のクリープ強度を高める。つまり、Ｎは、固溶強化及び析出強化の両方でクリープ強度に寄与する。Ｎ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｎ含有量が高すぎれば、粒界でＣｒ窒化物が形成され、溶接熱影響部（ＨＡＺ）での耐ポリチオン酸粒界応力腐食割れ性が低下する。Ｎ含有量が高すぎればさらに、鋼の加工性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．０６〜０．２５％である。Ｎ含有量は０．０７％以上でもよい。また、Ｎ含有量は０．２３％以下でもよく、０．２０％以下でもよい。
N: 0.06 to 0.25%
Nitrogen (N) dissolves in the matrix (matrix) to stabilize austenite and increase creep strength. N further forms fine carbonitrides in the grains to increase the creep strength of the steel. That is, N contributes to creep strength in both solid solution strengthening and precipitation strengthening. If the N content is too low, the above effect cannot be obtained. On the other hand, if the N content is too high, Cr nitrides are formed at the grain boundaries, and the polythionic acid grain boundary stress corrosion cracking resistance at the weld heat affected zone (HAZ) is lowered. If the N content is too high, the workability of the steel will be further reduced. Therefore, the N content is 0.06 to 0.25%. The N content may be 0.07% or more. Further, the N content may be 0.23% or less, or 0.20% or less.
Ｎｂ：０．２〜１．０％
ニオブ（Ｎｂ）は、高温腐食環境下での使用中において、ＭＸ型炭窒化物を形成し、鋼中の固溶Ｃ量を低減する。これにより、鋼の耐ポリチオン酸ＳＣＣ性が高まる。生成した炭窒化物やＺ相はまた、クリープ強度を高める。Ｎｂ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｎｂ含有量が高すぎれば、δフェライトが生成し、鋼の長時間クリープ強度、靱性、及び溶接性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０．２〜１．０％である。Ｎｂ含有量は０．２５％以上でもよい。また、Ｎｂ含有量は０．９％以下でもよく、０．８％以下でもよい。
Nb: 0.2 to 1.0%
Niobium (Nb) forms MX-type carbonitrides during use in a high-temperature corrosive environment and reduces the amount of solid solution C in steel. This enhances the polythionic acid SCC resistance of the steel. The carbonitrides and Z-phases produced also increase creep strength. If the Nb content is too low, the above effect cannot be obtained. On the other hand, if the Nb content is too high, δ ferrite is formed, and the long-term creep strength, toughness, and weldability of the steel are lowered. Therefore, the Nb content is 0.2 to 1.0%. The Nb content may be 0.25% or more. Further, the Nb content may be 0.9% or less, or 0.8% or less.
Ｃｕ：２．０超〜４．０％
銅（Ｃｕ）は、高温環境下での使用中において、粒内に微細なＣｕ相として析出し、クリープ強度を向上させる。一方で、Ｃｕ含有量が高すぎれば、クリープ延性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は２．０超〜４．０％である。Ｃｕ含有量は２．２％以上でもよい。また、Ｃｕ含有量は３．８％以下でもよく、３．７％以下でもよい。
Cu: Over 2.0 to 4.0%
Copper (Cu) precipitates as a fine Cu phase in the grains during use in a high temperature environment to improve creep strength. On the other hand, if the Cu content is too high, the creep ductility will decrease. Therefore, the Cu content is more than 2.0 to 4.0%. The Cu content may be 2.2% or more. Further, the Cu content may be 3.8% or less, or 3.7% or less.
Ｍｏ：０．１〜２．０％
モリブデン（Ｍｏ）は、粒界にＭ２３Ｃ６型炭化物が生成するのを抑制し、耐ポリチオン酸粒界応力腐食割れ性を向上させる。さらにＭｏは、固溶強化によって材料のクリープ強化に寄与する。Ｍｏ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方で、Ｍｏ含有量が高すぎれば、オーステナイトの安定性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０．１〜２．０％である。Ｍｏ含有量は０．２％以上でもよい。また、Ｍｏ含有量は１．８％以下でもよく、１．５％以下でもよい。
Mo: 0.1 to 2.0%
Molybdenum (Mo) is to suppress the generation of M 23 C 6 type carbide grain boundaries, thereby improving the resistance to polythionic acid grain boundary stress corrosion cracking resistance. Furthermore, Mo contributes to the creep strengthening of the material by solid solution strengthening. If the Mo content is too low, the above effect cannot be obtained. On the other hand, if the Mo content is too high, the stability of austenite will decrease. Therefore, the Mo content is 0.1 to 2.0%. The Mo content may be 0.2% or more. Further, the Mo content may be 1.8% or less, or 1.5% or less.
Ｂ：０．０００５〜０．００８％
ボロン（Ｂ）は、高温腐食環境下での使用中において、粒界に偏析し、粒界強度を高める。その結果、クリープ延性、およびクリープ強度を高める。Ｂ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｂ含有量が高すぎれば、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０．０００５〜０．００８％である。Ｂ含有量は０．０００７％以上でもよく、０．０００９％以上でもよい。また、Ｂ含有量は０．００６％以下でもよく、０．００５％以下でもよい。
B: 0.0005 to 0.008%
Boron (B) segregates at the grain boundaries during use in a high-temperature corrosive environment to increase the grain boundary strength. As a result, creep ductility and creep strength are increased. If the B content is too low, the above effect cannot be obtained. On the other hand, if the B content is too high, the weldability and hot workability deteriorate. Therefore, the B content is 0.0005 to 0.008%. The B content may be 0.0007% or more, or 0.0009% or more. Further, the B content may be 0.006% or less, or 0.005% or less.
Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００５〜０．０８０％
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼を脱酸する。Ａｌ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ａｌ含有量が高すぎれば、鋼の清浄度が低下し、鋼の加工性及び延性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．０００５〜０．０８０％である。Ａｌ含有量は０．００１０％以上でもよく、０．００２０％以上でもよい。また、Ａｌ含有量は０．０６０％以下でもよく、０．０５０％以下でもよい。本実施形態においてＡｌ含有量は、酸可溶Ａｌ（ｓｏｌ．Ａｌ）の含有量を意味する。
Sol. Al: 0.0005 to 0.080%
Aluminum (Al) deoxidizes steel. If the Al content is too low, the above effect cannot be obtained. On the other hand, if the Al content is too high, the cleanliness of the steel is lowered, and the workability and ductility of the steel are lowered. Therefore, the Al content is 0.0005 to 0.080%. The Al content may be 0.0010% or more, or 0.0020% or more. Further, the Al content may be 0.060% or less, or may be 0.050% or less. In the present embodiment, the Al content means the content of acid-soluble Al (sol.Al).
本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼の残部は、Ｆｅ及び不純物である。 The rest of the austenitic stainless steel according to this embodiment is Fe and impurities.
また、本実施の形態によるオーステナイト系ステンレス鋼はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｖ：１．０％以下、Ｃｏ：１．０％以下、Ｙ：１．０％以下、Ｚｒ：１．０％以下、Ｈｆ：０．２０％以下、Ｔa：０．２％以下、Ｗ：５．０％以下、Ｃａ：０．０１０％以下、Ｍｇ：０．０１０％以下、希土類元素：０．１０％以下のうちの１種または２種以上の元素を含んでもよい。
以下、上記の任意元素に関して詳しく説明する。
Further, in the austenite-based stainless steel according to the present embodiment, instead of a part of Fe, V: 1.0% or less, Co: 1.0% or less, Y: 1.0% or less, Zr: 1. 0% or less, Hf: 0.20% or less, Ta: 0.2% or less, W: 5.0% or less, Ca: 0.010% or less, Mg: 0.010% or less, rare earth element: 0.10 It may contain one or more elements of% or less.
Hereinafter, the above optional elements will be described in detail.
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。含有される場合、Ｖは、高温腐食環境下での使用中において、Ｃと結合して炭窒化物を生成して、固溶Ｃを低減し、鋼の耐ポリチオン酸ＳＣＣ性を高める。生成したＶ炭窒化物はまた、クリープ強度を高める。しかしながら、Ｖ含有量が高すぎれば、δフェライトが生成し、鋼のクリープ強度、靭性、及び溶接性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０〜１．０％である。耐ポリチオン酸ＳＣＣ性及びクリープ強度をさらに有効に高めるためのＶ含有量は０．１％以上である。また、Ｖ含有量は０．９％以下でもよく、０．８％以下でもよい。
V: 0-1.0%
Vanadium (V) is an optional element and may not be contained. When contained, V combines with C to form carbonitrides during use in high temperature corrosive environments, reducing solid solution C and increasing the polythionic acid SCC resistance of steel. The V-carbonitride produced also increases creep strength. However, if the V content is too high, δ ferrite will be formed and the creep strength, toughness and weldability of the steel will decrease. Therefore, the V content is 0 to 1.0%. The V content for further effectively enhancing the polythionic acid SCC resistance and creep strength is 0.1% or more. Further, the V content may be 0.9% or less, or 0.8% or less.
Ｃｏ：０〜１．０％
コバルト（Ｃｏ）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、Ｃｏはオーステナイトを安定化して、クリープ強度を高める。しかしながら、Ｃｏ含有量が高すぎれば、原料コストが高まる。したがって、Ｃｏ含有量は０〜１．０％である。Ｃｏ含有量は０．１％以上でもよく０．２％以上でもよい。
Co: 0-1.0%
Cobalt (Co) is an optional element and may not be contained. When contained, Co stabilizes austenite and increases creep strength. However, if the Co content is too high, the raw material cost will increase. Therefore, the Co content is 0 to 1.0%. The Co content may be 0.1% or more, or 0.2% or more.
Ｙ：０〜１．０％
イットリウム（Ｙ）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、ＹはＢの粒界偏析を促進し、鋼のクリープ強度およびクリープ延性を高める。一方で、Ｙ含有量が高すぎると、酸化物などの介在物が多くなり、加工性や溶接性が損なわれる。したがって、Ｙ含有量は０〜１．０％である。Ｙ含有量は０．１％以上でもよい。また、Ｙ含有量は０．９％以下でもよく、０．８％以下でもよい。
Y: 0-1.0%
Yttrium (Y) is an optional element and may not be contained. When contained, Y promotes grain boundary segregation of B, increasing the creep strength and creep ductility of the steel. On the other hand, if the Y content is too high, inclusions such as oxides increase, and workability and weldability are impaired. Therefore, the Y content is 0 to 1.0%. The Y content may be 0.1% or more. Further, the Y content may be 0.9% or less, or 0.8% or less.
Ｚｒ：０〜１．０％
ジルコニウム（Ｚｒ）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、Ｚｒは炭素や窒素と結合し、鋼の強度を高める。Ｚｒはまた、Ｂの粒界偏析を助長し、クリープ強度を高める。一方で、Ｚｒ含有量が高すぎれば、クリープ延性が低下する。したがって、Ｚｒ含有量は０〜１．０％である。Ｚｒ含有量は０．１％以上であってもよい。また、Ｚｒ含有量は０．９％以下でもよく、０．８％以下でもよい。
Zr: 0-1.0%
Zirconium (Zr) is an optional element and may not be contained. When contained, Zr combines with carbon and nitrogen to increase the strength of the steel. Zr also promotes grain boundary segregation of B and increases creep strength. On the other hand, if the Zr content is too high, the creep ductility will decrease. Therefore, the Zr content is 0 to 1.0%. The Zr content may be 0.1% or more. Further, the Zr content may be 0.9% or less, or 0.8% or less.
Ｈｆ：０〜０．２０％
ハフニウム（Ｈｆ）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、Ｈｆは、高温腐食環境下での使用中において、Ｃと結合して炭窒化物を生成して、固溶Ｃを低減し、鋼の耐ポリチオン酸ＳＣＣ性を高める。生成したＨｆ炭窒化物はまた、クリープ強度を高める。しかしながら、Ｈｆ含有量が高すぎれば、δフェライトが生成し、鋼のクリープ強度、靭性、及び溶接性が低下する。したがって、Ｈｆ含有量は０〜０．２０％である。Ｈｆ含有量の好ましい下限は０．０１％以上であり、さらに好ましくは０．０２以上％である。
Hf: 0 to 0.20%
Hafnium (Hf) is an optional element and may not be contained. When contained, Hf combines with C to form carbonitrides during use in high temperature corrosive environments, reducing solid solution C and increasing the polythionic acid SCC resistance of steel. The resulting Hf carbonitride also increases creep strength. However, if the Hf content is too high, δ ferrite will be formed and the creep strength, toughness and weldability of the steel will decrease. Therefore, the Hf content is 0 to 0.20%. The lower limit of the Hf content is preferably 0.01% or more, and more preferably 0.02 or more%.
Ｔa：０〜０．２％
タンタル（Ｔａ）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、Ｔａは、高温腐食環境下での使用中において、Ｃと結合して炭窒化物を生成して、固溶Ｃを低減し、鋼の耐ポリチオン酸ＳＣＣ性を高める。生成したＴａ炭窒化物はまた、クリープ強度を高める。しかしながら、Ｔａ含有量が高すぎれば、δフェライトが生成し、鋼のクリープ強度、靭性、及び溶接性が低下する。したがって、Ｔａ含有量は０〜０．２％である。耐ポリチオン酸ＳＣＣ性及びクリープ強度をさらに有効に高めるためのＴａ含有量は０．０１％以上であり、さらに好ましくは０．０２％以上である。
Ta: 0-0.2%
Tantalum (Ta) is an optional element and may not be contained. When contained, Ta combines with C to form carbonitrides during use in high temperature corrosive environments, reducing solid solution C and increasing the polythionic acid SCC resistance of steel. The Ta carbonitride produced also increases creep strength. However, if the Ta content is too high, δ ferrite will be formed and the creep strength, toughness and weldability of the steel will decrease. Therefore, the Ta content is 0 to 0.2%. The Ta content for further effectively enhancing the polythionic acid SCC resistance and creep strength is 0.01% or more, more preferably 0.02% or more.
Ｗ：０〜５．０％
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。つまり、Ｗ含有量は０％であってもよい。Ｗが含有される場合、Ｗは鋼材に固溶して、高温環境において鋼材のクリープ強度を高める。Ｗが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｗ含有量が５．０％を超えれば、原料コストが高くなる。したがって、Ｗ含有量は０〜５．０％である。Ｗ含有量は０％超でもよく、０．１％以上でもよく、０．２％以上でもよく、０．３％以上でもよい。また、Ｗ含有量は４．５％以下でもよく、４．０％以下でもよく、３．５％以下でもよい。
W: 0-5.0%
Tungsten (W) is an optional element and may not be contained. That is, the W content may be 0%. When W is contained, W dissolves in the steel material to increase the creep strength of the steel material in a high temperature environment. If W is contained even in a small amount, the above effect can be obtained to some extent. However, if the W content exceeds 5.0%, the raw material cost becomes high. Therefore, the W content is 0 to 5.0%. The W content may be more than 0%, 0.1% or more, 0.2% or more, or 0.3% or more. Further, the W content may be 4.5% or less, 4.0% or less, or 3.5% or less.
Ｃａ：０〜０．０１０％
カルシウム（Ｃａ）は、任意元素であり、含有されなくてもよい。Ｃａが含有される場合、Ｃａは、Ｏ（酸素）及びＳ（硫黄）を介在物として固定し、鋼の熱間加工性及びクリープ延性を高める。しかしながら、Ｃａ含有量が高すぎれば、鋼の熱間加工性及びクリープ延性を低下する。したがって、Ｃａ含有量は０〜０．０１０％である。Ｃａ含有量は０．０００５％以上でもよく、０．００１０％以上でもよい。また、Ｃａ含有量は０．００８％以下でもよく、０．００６％以下でもよい。
Ca: 0 to 0.010%
Calcium (Ca) is an optional element and may not be contained. When Ca is contained, Ca fixes O (oxygen) and S (sulfur) as inclusions and enhances the hot workability and creep ductility of the steel. However, if the Ca content is too high, the hot workability and creep ductility of the steel will be reduced. Therefore, the Ca content is 0 to 0.010%. The Ca content may be 0.0005% or more, or 0.0010% or more. Further, the Ca content may be 0.008% or less, or 0.006% or less.
Ｍｇ：０〜０．０１０％
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。Ｍｇが含有される場合、Ｍｇは、Ｏ（酸素）及びＳ（硫黄）を介在物として固定し、鋼の熱間加工性及びクリープ延性を高める。しかしながら、Ｍｇ含有量が高すぎれば、鋼の熱間加工性及び長時間クリープ延性を低下する。したがって、Ｍｇ含有量は０〜０．０１０％である。Ｍｇ含有量は０．０００５％以上でもよく、０．００１０％以上でもよい。また、Ｍｇ含有量は０．００８０％以下でもよく、０．００６０％以下でもよい。
Mg: 0 to 0.010%
Magnesium (Mg) is an optional element and may not be contained. When Mg is contained, Mg fixes O (oxygen) and S (sulfur) as inclusions and enhances the hot workability and creep ductility of steel. However, if the Mg content is too high, the hot workability and long-term creep ductility of the steel will be reduced. Therefore, the Mg content is 0 to 0.010%. The Mg content may be 0.0005% or more, or 0.0010% or more. Further, the Mg content may be 0.0080% or less, or 0.0060% or less.
希土類元素：０〜０．１０％
希土類元素（ＲＥＭ）は、任意元素であり、含有されなくてもよい。ＲＥＭが含有される場合、ＲＥＭは、Ｏ（酸素）及びＳ（硫黄）を介在物として固定し、鋼の熱間加工性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、鋼の熱間加工性及び長時間クリープ延性を低下する。したがって、ＲＥＭ含有量は０〜０．１０％である。ＲＥＭ含有量は０．０００５％以上でもよく、０．００１０％以上でもよく０．００２０％以上でもよい。また、ＲＥＭ含有量は０．０８％以下でもよく、０．０６％以下でもよい。なお、本実施形態における希土類元素とは、Ｓｃと、原子番号５７〜７１のランタノイド元素をいう。ＲＥＭは、これらの元素の２種以上の混合物でもよい。
Rare earth element: 0-0.10%
Rare earth elements (REM) are optional elements and may not be contained. When REM is contained, REM fixes O (oxygen) and S (sulfur) as inclusions and enhances the hot workability and creep ductility of the steel. However, if the REM content is too high, the hot workability and long-term creep ductility of the steel will be reduced. Therefore, the REM content is 0 to 0.10%. The REM content may be 0.0005% or more, 0.0010% or more, or 0.0020% or more. Further, the REM content may be 0.08% or less, or 0.06% or less. The rare earth element in this embodiment refers to Sc and a lanthanoid element having an atomic number of 57 to 71. The REM may be a mixture of two or more of these elements.
粒界におけるＢの濃度比
溶体化時点での粒界におけるＢの偏析量が大きいほど、クリープ延性およびクリープ強度が向上する。したがって、粒界におけるＢ濃度は母相でのＢ濃度に比較して５００倍以上とする。粒界におけるＢの濃度は、６００倍以上でもよく、６５０倍以上でもよい。
Concentration ratio of B at grain boundaries The larger the segregation amount of B at the grain boundaries at the time of solution formation, the better the creep ductility and creep strength. Therefore, the B concentration at the grain boundary is 500 times or more the B concentration at the matrix. The concentration of B at the grain boundary may be 600 times or more, or 650 times or more.
粒界におけるＢの濃度比は、たとえば、透過電子顕微鏡（Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ（ＴＥＭ））に電子エネルギー損失分光法（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｅｎｅｒｇｙ−Ｌｏｓｓ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ：ＥＥＬＳ））を組み合わせたＴＥＭ-ＥＥＬＳを用いて測定する。測定には、鋼の肉厚中央部から採取した薄膜試料を用いる。観察面に粒界を露出させた薄膜試料において、粒界に対して垂直に交差する分析線を設定し、この分析線においてＢの線分析を実施する。このとき、粒界が分析線の中央位置となるようにする。線分析を行うと、粒界位置でＢ濃度がピークを示す。そこで、ピークの頂点を粒界におけるＢの濃度をＢｇｂとする。一方、結晶粒内では、Ｂ濃度はほぼ一定の値を示す。結晶粒内の任意の４点でのＢ濃度の平均値をＢｆｃｃとする。そして、母相のＢ濃度に対する粒界におけるＢ濃度の比率を、Ｂｇｂ÷Ｂｆｃｃとして算出する。粒界におけるＢの濃度比は５箇所で測定し、その平均値を採用することが好ましい。なお、薄膜試料は溶体化後の鋼から採取するとよい。 The concentration ratio of B at the grain boundary is measured using, for example, TEM-EELS in which a transmission electron microscope (TEM) is combined with electron energy loss spectroscopy (EELS). A thin film sample collected from the central part of the steel wall thickness is used for the measurement. In a thin film sample in which the grain boundaries are exposed on the observation surface, an analysis line that intersects the grain boundaries perpendicularly is set, and the line analysis of B is performed on this analysis line. At this time, the grain boundary is set to the center position of the analysis line. When line analysis is performed, the B concentration peaks at the grain boundary position. Therefore, the apex of the peak is defined as the concentration of B at the grain boundary as Bgb. On the other hand, in the crystal grains, the B concentration shows a substantially constant value. Let Bfcc be the average value of the B concentration at any four points in the crystal grain. Then, the ratio of the B concentration at the grain boundary to the B concentration of the matrix is calculated as Bgb ÷ Bfcc. It is preferable that the concentration ratio of B at the grain boundary is measured at five points and the average value thereof is adopted. The thin film sample should be collected from the solutionized steel.
平均結晶粒径
溶体化時点での平均結晶粒径が大きいほど、すなわち粒界面積が小さいほど、粒界における平均Ｂ濃度が高くなり、クリープ延性が向上する。一方で、平均結晶粒径が大きすぎれば、溶体化での急冷時の拡散距離が足らず、粒界における平均Ｂ濃度が低くなる。また、高温クリープ変形において材料が脆化し、クリープ延性が低下する。したがって、平均結晶粒径は粒度番号で５．０〜１１．０とする。平均結晶粒径は粒度番号で５．１以上でもよい。また、平均結晶粒径は粒度番号で１０．９以下でもよい。
平均結晶粒径はたとえば次の方法で測定する。溶体化後の鋼からサンプルを採取する。光学顕微鏡により断面を観察し、ＪＩＳ Ｇ０５５１：２０１３で規定される切断法にて粒度番号を求め、これを平均結晶粒径とする。
Average crystal grain size The larger the average crystal grain size at the time of solution formation, that is, the smaller the grain boundary area, the higher the average B concentration at the grain boundaries and the better the creep ductility. On the other hand, if the average crystal grain size is too large, the diffusion distance at the time of quenching in solution formation is insufficient, and the average B concentration at the grain boundary becomes low. In addition, the material becomes brittle due to high-temperature creep deformation, and creep ductility decreases. Therefore, the average crystal grain size is 5.0 to 11.0 in terms of particle size number. The average crystal grain size may be 5.1 or more in terms of particle size number. The average crystal grain size may be 10.9 or less in terms of particle size number.
The average crystal grain size is measured by, for example, the following method. Take a sample from the solution steel. Observe the cross section with an optical microscope, determine the particle size number by the cutting method specified in JIS G0551: 2013, and use this as the average crystal particle size.
式（１）
Ｎｂ、Ｍｏ、Ｚｒ、Ｙは、Ｂの粒界偏析を促進し、クリープ延性およびクリープ強度を向上させる。さらに下記式（１）を満たす場合、より優れたクリープ延性を示すようになる。Ｆ１値は２．５以上でもよく、２．８以上でもよい。
Equation (1)
Nb, Mo, Zr, and Y promote grain boundary segregation of B and improve creep ductility and creep strength. Further, when the following equation (1) is satisfied, more excellent creep ductility is exhibited. The F1 value may be 2.5 or more, or 2.8 or more.
Ｆ１＝０．２×Ｍｏ＋５×Ｎｂ＋５００×Ｂ＋５×Ｙ＋５×Ｚｒ＞２．０ …（１）
ただし、上記式（１）中のＭｏ、Ｎｂ、Ｂ、Ｙ及びＺｒは、それぞれの元素の質量％であり、ＹまたはＺｒを含有量しない場合はそれぞれ０を代入する。
F1 = 0.2 × Mo + 5 × Nb + 500 × B + 5 × Y + 5 × Zr> 2.0… (1)
However, Mo, Nb, B, Y and Zr in the above formula (1) are mass% of each element, and 0 is substituted when Y or Zr is not contained.
次に、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を説明する。本実施形態の製造方法は、素材を準備する準備工程と、素材に対して熱間加工を実施して鋼材を製造する熱間加工工程と、鋼材に対して溶体化処理を実施する溶体化処理工程とを備える。また、必要に応じて熱間加工工程後の鋼材を冷間加工する冷間加工工程を備えてよい。以下、製造方法について説明する。 Next, an example of the method for producing the austenitic stainless steel of the present embodiment will be described. The manufacturing method of the present embodiment includes a preparatory step for preparing a material, a hot working step for producing a steel material by performing hot working on the material, and a solution treatment for carrying out a solution treatment on the steel material. It has a process. Further, if necessary, a cold working step of cold working the steel material after the hot working step may be provided. Hereinafter, the manufacturing method will be described.
［準備工程］
上述の化学組成を満たす溶鋼を製造する。たとえば、電気炉やＡＯＤ（Ａｒｇｏｎ Ｏｘｙｇｅｎ Ｄｅｃａｒｂｕｒｉｚａｔｉｏｎ）炉、ＶＯＤ（Ｖａｃｕｕｍ Ｏｘｙｇｅｎ Ｄｅｃａｒｂｕｒｉｚａｔｉｏｎ）炉を用いて、上記溶鋼を製造する。製造された溶鋼に対して、必要に応じて周知の脱ガス処理を実施する。脱ガス処理を実施した溶鋼から、素材を製造する。素材の製造方法はたとえば、連続鋳造法である。連続鋳造法により、連続鋳造材（素材）を製造する。連続鋳造材はたとえば、スラブ、ブルーム及びビレット等である。溶鋼を造塊法によりインゴットにしてもよい。
[Preparation process]
A molten steel satisfying the above chemical composition is produced. For example, the molten steel is produced using an electric furnace, an AOD (Argon Oxygen Decarburization) furnace, or a VOD (Vacum Oxygen Decarburization) furnace. The manufactured molten steel is subjected to a well-known degassing treatment as necessary. The material is manufactured from molten steel that has been degassed. The material manufacturing method is, for example, a continuous casting method. A continuous casting material (material) is manufactured by the continuous casting method. Continuous castings are, for example, slabs, blooms and billets. The molten steel may be made into an ingot by the ingot method.
［熱間加工工程］
準備された素材（連続鋳造材又はインゴット）を熱間加工して、オーステナイト系ステンレス鋼材を製造する。たとえば、素材を熱間圧延して鋼板や棒鋼、線材を製造する。また、熱間押出や熱間穿孔圧延等によりオーステナイト系ステンレス鋼管を製造する。熱間加工の具体的な方法は特に限定されず、最終製品の形状に応じた熱間加工を実施すればよい。熱間加工の加工終了温度はたとえば、１０５０℃以上である。ここでいう加工終了温度とは、最終の熱間加工が完了した直後の鋼材の表面温度を意味する。
[Hot working process]
The prepared material (continuous cast material or ingot) is hot-processed to produce an austenitic stainless steel material. For example, the material is hot-rolled to produce steel plates, steel bars, and wire rods. In addition, austenitic stainless steel pipes are manufactured by hot extrusion, hot drilling, and rolling. The specific method of hot working is not particularly limited, and hot working may be carried out according to the shape of the final product. The processing end temperature of hot processing is, for example, 1050 ° C. or higher. The machining end temperature here means the surface temperature of the steel material immediately after the final hot working is completed.
［冷間加工工程］
熱間加工後のオーステナイト系ステンレス鋼材に対して、必要に応じて、冷間加工を実施してもよい。オーステナイト系ステンレス鋼材が棒鋼、線材、鋼管である場合、冷間加工はたとえば、冷間引抜や冷間圧延である。オーステナイト系ステンレス鋼材が鋼板である場合、冷間圧延等である。冷間加工工程は省略してもよい。
[Cold processing process]
If necessary, cold working may be performed on the austenitic stainless steel material after hot working. When the austenitic stainless steel material is bar steel, wire rod, or steel pipe, the cold working is, for example, cold drawing or cold rolling. When the austenitic stainless steel material is a steel plate, it is cold-rolled or the like. The cold working step may be omitted.
［溶体化処理工程］
熱間加工後、又は冷間加工後に、溶体化処理を実施する。溶体化処理工程では、組織の均一化、及び炭窒化物の固溶を行い、さらに粒径およびＢ偏析量を調整する。溶体化条件は次のとおりである。
[Solution processing process]
After hot working or cold working, solution treatment is performed. In the solution treatment step, the structure is made uniform, the carbonitride is solid-solved, and the particle size and the amount of B segregation are further adjusted. The solution conditions are as follows.
平均昇温速度：１０００℃まで０．５〜１０℃／ｓｅｃ
加熱開始から１０００℃に達するまでの平均昇温速度が０．５℃／ｓｅｃ以上であれば、結晶粒径が大きくなりすぎず、高いクリープ延性が保たれる。また、平均昇温速度が１０℃／ｓｅｃ以下であれば、材料外表面と材料内部での温度のばらつきが小さくなり、均一な金属組織が得られ、良好なクリープ特性が得られる。
Average heating rate: 0.5 to 10 ° C / sec up to 1000 ° C
When the average heating rate from the start of heating to reaching 1000 ° C. is 0.5 ° C./sec or more, the crystal grain size does not become too large and high creep ductility is maintained. Further, when the average temperature rise rate is 10 ° C./sec or less, the temperature variation between the outer surface of the material and the inside of the material becomes small, a uniform metal structure can be obtained, and good creep characteristics can be obtained.
溶体化処理温度：１０００〜１２５０℃
溶体化処理温度が１０００℃以上であれば、Ｎｂの炭窒化物やボライドが十分に固溶し、また結晶粒が十分に大きくなるため、クリープ強度がさらに高まる。溶体化処理温度が１２５０℃以下であれば、Ｃの過剰な固溶を抑制でき、耐ポリチオン酸ＳＣＣ性がさらに高まる。また、結晶粒が大きくなりすぎず、高いクリープ延性が保たれる。溶体化処理時における上記溶体化処理温度での保持時間は特に限定されないが、たとえば２分〜６０分である。
Solution treatment temperature: 1000 to 1250 ° C
When the solution treatment temperature is 1000 ° C. or higher, the carbonitride and bolide of Nb are sufficiently solid-solved, and the crystal grains are sufficiently large, so that the creep strength is further increased. When the solution treatment temperature is 1250 ° C. or lower, excessive solid solution of C can be suppressed, and the polythionic acid SCC resistance is further enhanced. In addition, the crystal grains do not become too large, and high creep ductility is maintained. The holding time at the solution treatment temperature during the solution treatment is not particularly limited, but is, for example, 2 minutes to 60 minutes.
平均冷却速度：９００℃から５００℃まで１５〜５００℃／ｓｅｃ
平均冷却速度が遅すぎると、Ｂが十分に拡散し粒界の偏析量が低下する。一方で、平均冷却速度が速すぎても、拡散距離が足らずＢの粒界偏析量は低下する。したがって、９００℃から５００℃までの間の平均冷却速度を１５〜５００℃／ｓｅｃの範囲とする。
Average cooling rate: 15-500 ° C / sec from 900 ° C to 500 ° C
If the average cooling rate is too slow, B is sufficiently diffused and the amount of segregation at the grain boundaries is reduced. On the other hand, if the average cooling rate is too fast, the diffusion distance is insufficient and the amount of grain boundary segregation of B decreases. Therefore, the average cooling rate between 900 ° C and 500 ° C is in the range of 15 to 500 ° C / sec.
なお、熱間加工工程により製造した鋼材に対して、上述の溶体化処理に代えて、熱間加工直後に急冷を行ってもよい。この場合、熱間加工の加工終了温度は、１０００℃以上とするのが好ましい。熱間加工終了温度が１０００℃以上であれば、Ｎｂの炭窒化物が十分に固溶し、６００〜７００℃の高温環境での使用中において、優れたクリープ延性およびクリープ強度の両立が可能である。また、このとき冷却速度は９００℃から５００℃までの間の平均冷却速度を１５〜５００℃／ｓｅｃとする。 The steel material produced by the hot working step may be rapidly cooled immediately after the hot working, instead of the above-mentioned solution treatment. In this case, the processing end temperature of hot working is preferably 1000 ° C. or higher. When the hot working end temperature is 1000 ° C. or higher, the carbonitride of Nb is sufficiently dissolved, and excellent creep ductility and creep strength can be achieved at the same time during use in a high temperature environment of 600 to 700 ° C. be. At this time, the cooling rate is such that the average cooling rate between 900 ° C. and 500 ° C. is 15 to 500 ° C./sec.
なお、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。本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼は、鋼板であってもよいし、鋼管であってもよいし、棒鋼又は線材であってもよいし、形鋼であってもよい。 The shape of the austenitic stainless steel of the present embodiment is not particularly limited. The austenitic stainless steel of the present embodiment may be a steel plate, a steel pipe, a bar steel or a wire rod, or a shaped steel.
以上説明したように、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼は、クリープ延性及びクリープ強度に優れたものとなる。 As described above, the austenitic stainless steel of the present embodiment has excellent creep ductility and creep strength.
表１に示す化学組成を有する溶鋼を製造した。各試験番号の化学組成のうち、表１に記載の元素以外の残部は、Ｆｅ及び不純物であった。 A molten steel having the chemical composition shown in Table 1 was produced. Of the chemical compositions of each test number, the rest other than the elements listed in Table 1 were Fe and impurities.
得られた溶鋼を用いて、外径１２０ｍｍ、３０ｋｇのインゴットを製造した。次いで、インゴットに対して熱間鍛造を実施して、厚さ４０ｍｍの鋼板とした。さらに、熱間圧延を実施して、厚さ１５ｍｍの鋼板とした。熱間圧延時の最終加工温度はいずれも１０５０℃以上であった。熱間圧延後の鋼板に対して、さらに、冷間圧延を実施して、厚さ１０．５ｍｍ、幅５０ｍｍ、長さ１００ｍｍの鋼板を製造した。 Using the obtained molten steel, an ingot having an outer diameter of 120 mm and a weight of 30 kg was produced. Next, the ingot was hot forged to obtain a steel plate having a thickness of 40 mm. Further, hot rolling was carried out to obtain a steel sheet having a thickness of 15 mm. The final processing temperature during hot rolling was 1050 ° C. or higher. The steel sheet after hot rolling was further cold-rolled to produce a steel sheet having a thickness of 10.5 mm, a width of 50 mm, and a length of 100 mm.
更に、冷間圧延後の各鋼板に対して、溶体化処理を実施した。溶体化処理の条件は、一部の鋼板を除き、１０００℃までの平均昇温速度を０．５〜１０℃／ｓｅｃとし、溶体化処理温度は１０００〜１２５０℃とし、溶体化処理時間は２〜６０分とした。次いで、溶体化処理後の鋼板を水冷した。水冷時の９００℃から５００℃までの平均冷却速度は１５〜５００℃／ｓｅｃとした。 Further, each steel sheet after cold rolling was subjected to a solution treatment. The conditions for the solution treatment are that the average temperature rise rate up to 1000 ° C is 0.5 to 10 ° C / sec, the solution treatment temperature is 1000 to 1250 ° C, and the solution treatment time is 2 except for some steel sheets. It was set to ~ 60 minutes. Next, the steel sheet after the solution treatment was water-cooled. The average cooling rate from 900 ° C. to 500 ° C. during water cooling was 15 to 500 ° C./sec.
ただし、Ｎｏ．９の平均冷却速度は８００℃／ｓｅｃとした。Ｎｏ．１０の平均昇温速度は０．１℃／ｓｅｃとした。Ｎｏ．１１の溶体化処理温度は８９０℃とした。Ｎｏ．１２の平均冷却速度は１℃／ｓｅｃとした。Ｎｏ．１３の溶体化処理時間は１１０分とした。Ｎｏ．１４の溶体化処理温度は１４００℃とした。 However, No. The average cooling rate of 9 was 800 ° C./sec. No. The average heating rate of 10 was 0.1 ° C./sec. No. The solution treatment temperature of No. 11 was 890 ° C. No. The average cooling rate of 12 was 1 ° C./sec. No. The solution treatment time of No. 13 was 110 minutes. No. The solution treatment temperature of No. 14 was 1400 ° C.
以上の工程により、オーステナイト系ステンレス鋼からなる鋼板を製造した。 Through the above steps, a steel sheet made of austenitic stainless steel was produced.
化学組成
製造された鋼板の板厚をｔ（ｍｍ）と定義し、表面からｔ／４深さの任意の位置のサンプルを用いて、周知の成分分析法（Ｃ及びＳについては燃焼−赤外線吸収法、Ｎについては高温離脱ガス分析法、その他の合金元素についてはＩＣＰ分析法）を実施した。その結果、各試験番号のオーステナイト系ステンレス鋼板の化学組成は、表１と一致した。
Chemical composition The thickness of the manufactured steel sheet is defined as t (mm), and a well-known component analysis method (combustion-infrared absorption for C and S) is used using a sample at an arbitrary position at a depth of t / 4 from the surface. For the method and N, the high temperature separation gas analysis method was carried out, and for other alloying elements, the ICP analysis method) was carried out. As a result, the chemical composition of the austenitic stainless steel sheets of each test number was in agreement with Table 1.
粒界におけるＢ濃度比
粒界におけるＢの濃度比は、ＴＥＭ-ＥＥＬＳを用いて測定した。測定には、鋼板の板厚中心部から採取した薄膜試料を用いた。観察面に粒界を露出させた薄膜試料において、粒界に対して垂直に交差する分析線を設定し、この分析線においてＢの線分析を実施した。このとき、粒界が分析線の中央位置となるようにした。線分析を行うと、粒界位置でＢ濃度がピークを示した。そこで、ピークの頂点を粒界におけるＢの濃度をＢｇｂとした。一方、結晶粒内では、Ｂ濃度はほぼ一定の値を示した。結晶粒内の任意の４点でのＢ濃度の平均値をＢｆｃｃとした。そして、母相のＢ濃度に対する粒界におけるＢ濃度の倍数を、Ｂｇｂ÷Ｂｆｃｃとして算出した。粒界におけるＢの濃度比は５箇所で測定し、その平均値を採用した。
B concentration ratio at the grain boundary The concentration ratio of B at the grain boundary was measured using TEM-EELS. For the measurement, a thin film sample collected from the center of the thickness of the steel sheet was used. In the thin film sample in which the grain boundaries were exposed on the observation surface, an analysis line that intersected the grain boundaries perpendicularly was set, and the line analysis of B was performed on this analysis line. At this time, the grain boundary was set to be the center position of the analysis line. When line analysis was performed, the B concentration peaked at the grain boundary position. Therefore, the concentration of B at the grain boundary at the apex of the peak was defined as Bgb. On the other hand, in the crystal grains, the B concentration showed a substantially constant value. The average value of the B concentration at any four points in the crystal grains was defined as Bfcc. Then, a multiple of the B concentration at the grain boundary with respect to the B concentration of the matrix was calculated as Bgb ÷ Bfcc. The concentration ratio of B at the grain boundary was measured at 5 points, and the average value was adopted.
平均結晶粒径
平均結晶粒径の測定は次の通りとした。溶体化後の鋼板の板厚中心部からサンプルを採取した。そして、光学顕微鏡により断面を観察し、ＪＩＳ Ｇ０５５１：２０１３で規定される切断法にて粒度番号を求め、これを平均結晶粒径とした。
Average crystal grain size The average crystal grain size was measured as follows. A sample was taken from the center of the thickness of the steel sheet after solution formation. Then, the cross section was observed with an optical microscope, and the particle size number was obtained by the cutting method specified in JIS G0551: 2013, and this was used as the average crystal particle size.
クリープ延性及びクリープ強度評価試験
各試験番号の鋼板から、ＪＩＳ Ｚ２２７１（２０１０）に準拠したクリープ破断試験片を作製した。クリープ破断試験片の軸方向に垂直な断面は円形であり、クリープ破断試験片の外径は６ｍｍであり、平行部は３０ｍｍであった。平行部は鋼板の圧延方向と平行であった。作製されたクリープ破断試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ２２７１：２０１０に準拠したクリープ破断試験を実施した。具体的には、クリープ破断試験片を７００℃で加熱した後、クリープ破断試験を実施した。試験応力は８０ＭＰａとし、クリープ破断時間（時間）及びクリープ破断絞り（％）を求めた。
Creep ductility and creep strength evaluation test Creep rupture test pieces conforming to JIS Z2271 (2010) were prepared from the steel plates of each test number. The cross section perpendicular to the axial direction of the creep rupture test piece was circular, the outer diameter of the creep rupture test piece was 6 mm, and the parallel portion was 30 mm. The parallel portion was parallel to the rolling direction of the steel sheet. A creep rupture test according to JIS Z2271: 2010 was carried out using the prepared creep rupture test piece. Specifically, the creep rupture test piece was heated at 700 ° C., and then the creep rupture test was carried out. The test stress was 80 MPa, and the creep rupture time (time) and creep rupture drawing (%) were determined.
クリープ破断時間が３００００時間を超えれば、クリープ強度が顕著に優れると判断した（表２中で「◎」で表記）。クリープ破断時間が１００００〜３００００時間であればクリープ強度に優れると判断した（表２中で「○」で表記）。クリープ破断時間が１００００時間未満の場合、クリープ強度が低いと判断した（表２中で「×」と表記）。クリープ破断時間が◎または○の場合、十分なクリープ破断強度が得られたと判断した。 When the creep rupture time exceeded 30,000 hours, it was judged that the creep strength was remarkably excellent (indicated by "◎" in Table 2). If the creep rupture time was 1000 to 30000 hours, it was judged that the creep strength was excellent (indicated by "○" in Table 2). When the creep rupture time was less than 10,000 hours, it was judged that the creep strength was low (indicated as "x" in Table 2). When the creep rupture time was ⊚ or ◯, it was judged that sufficient creep rupture strength was obtained.
クリープ破断絞りが３０％を超えれば、クリープ延性が顕著に優れると判断した（表２中で「◎」で表記）。クリープ破断絞りが１０〜３０％であればクリープ延性に優れると判断した（表２中で「○」で表記）。クリープ破断絞りが１０％未満の場合、クリープ延性が低いと判断した（表２中で「×」と表記）。クリープ破断絞りが◎または○の場合、十分なクリープ延性が得られたと判断した。 When the creep rupture drawing exceeded 30%, it was judged that the creep ductility was remarkably excellent (indicated by "◎" in Table 2). When the creep rupture drawing was 10 to 30%, it was judged that the creep ductility was excellent (indicated by "○" in Table 2). When the creep rupture drawing was less than 10%, it was judged that the creep ductility was low (indicated as "x" in Table 2). When the creep rupture drawing was ⊚ or ◯, it was judged that sufficient creep ductility was obtained.
［試験結果］
表２に試験結果を示す。
[Test results]
Table 2 shows the test results.
表１及び表２を参照して、試験番号１〜８の鋼の化学組成中の各元素の含有量、B濃度比、および粒度番号が適切であった。そのため、これらの試験番号の鋼板では、優れたクリープ延性およびクリープ強度が得られた。さらに、試験番号１〜７では、Ｆ１も式（１）を満たした。そのため、試験番号８に比較して、試験番号１〜７では卓越したクリープ強度が得られた。 With reference to Tables 1 and 2, the content, B concentration ratio, and particle size number of each element in the chemical composition of the steels of Test Nos. 1 to 8 were appropriate. Therefore, excellent creep ductility and creep strength were obtained for the steel sheets of these test numbers. Further, in test numbers 1 to 7, F1 also satisfied the formula (1). Therefore, superior creep strength was obtained in test numbers 1 to 7 as compared with test number 8.
試験番号９は、溶体化処理後の冷却速度が速すぎた。そのため、Ｂ濃度比が低かった。そのため、クリープ延性、クリープ強度ともに低かった。 In test number 9, the cooling rate after the solution treatment was too fast. Therefore, the B concentration ratio was low. Therefore, both creep ductility and creep strength were low.
試験番号１０は、溶体化処理時の昇温速度が遅すぎた。そのため、平均結晶粒径が大きすぎた。そのため、クリープ延性が低かった。 In test number 10, the rate of temperature rise during the solution treatment was too slow. Therefore, the average crystal grain size was too large. Therefore, the creep ductility was low.
試験番号１１は、溶体化温度が低すぎ、平均結晶粒径が小さすぎた。そのため、クリープ強度が低かった。 In test number 11, the solution temperature was too low and the average crystal grain size was too small. Therefore, the creep strength was low.
試験番号１２は、溶体化処理後の冷却速度が遅すぎたため、Ｂ濃度比が低かった。そのため、クリープ延性、クリープ強度ともに低かった。 In test number 12, the B concentration ratio was low because the cooling rate after the solution treatment was too slow. Therefore, both creep ductility and creep strength were low.
試験番号１３は、溶体化処理時間が長すぎ、平均結晶粒径が大きすぎた。そのため、クリープ延性が低かった。 In test number 13, the solution treatment time was too long and the average crystal grain size was too large. Therefore, the creep ductility was low.
試験番号１４は、溶体化処理温度が高すぎ、平均結晶粒径が大きすぎた。そのため、クリープ延性が低かった。 In test number 14, the solution treatment temperature was too high and the average crystal grain size was too large. Therefore, the creep ductility was low.
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 embodiments of the present invention have been described above. However, the embodiments described above are merely examples for carrying out the present invention. Therefore, the present invention is not limited to the above-described embodiment, and the above-described embodiment can be appropriately modified and implemented within a range that does not deviate from the gist thereof.
Claims (3)
Ｃ ：０．０３０％以下、
Ｓｉ：０．１〜１．０％、
Ｍｎ：０．２〜２．０％、
Ｐ ：０．０１〜０．０４％、
Ｓ ：０．０１％以下、
Ｃｒ：１５．０〜２５．０％、
Ｎｉ：９．０〜１８．０％、
Ｎ：０．０６〜０．２５％、
Ｎｂ：０．２〜１．０％、
Ｃｕ：２．０超〜４．０％、
Ｍｏ：０．１〜２．０％、
Ｂ ：０．０００５〜０．００８％、
Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００５〜０．０８０％、
Ｖ ：０〜１．０％、
Ｃｏ：０〜１．０％、
Ｙ ：０〜１．０％、
Ｚｒ：０〜１．０％、
Ｈｆ：０〜０．２０％、
Ｔa：０〜０．２％、
Ｗ ：０〜５．０％、
Ｃａ：０〜０．０１０％、
Ｍｇ：０〜０．０１０％、
希土類元素：０〜０．１０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、
粒界におけるＢ濃度が母相でのＢ濃度に比較して５００倍以上であり、
平均結晶粒径が粒度番号で５．０〜１１．０である、オーステナイト系ステンレス鋼。 The chemical composition is mass%,
C: 0.030% or less,
Si: 0.1 to 1.0%,
Mn: 0.2-2.0%,
P: 0.01-0.04%,
S: 0.01% or less,
Cr: 15.0 to 25.0%,
Ni: 9.0-18.0%,
N: 0.06 to 0.25%,
Nb: 0.2 to 1.0%,
Cu: Over 2.0 to 4.0%,
Mo: 0.1 to 2.0%,
B: 0.0005 to 0.008%,
Sol. Al: 0.0005 to 0.080%,
V: 0-1.0%,
Co: 0-1.0%,
Y: 0-1.0%,
Zr: 0-1.0%,
Hf: 0 to 0.20%,
Ta: 0-0.2%,
W: 0-5.0%,
Ca: 0-0.010%,
Mg: 0-0.010%,
Rare earth element: Contains 0 to 0.10%, the balance consists of Fe and impurities,
The B concentration at the grain boundaries is 500 times or more that of the B concentration at the parent phase.
Austenitic stainless steel having an average crystal grain size of 5.0 to 11.0.
Ｖ ：０.１〜１．０％、
Ｃｏ：０.１〜１．０％、
Ｙ ：０.１〜１．０％、
Ｚｒ：０.１〜１．０％、
Ｈｆ：０.０１〜０．２０％、
Ｔa：０.０１〜０．２％、
Ｗ ：０.１〜５．０％、
Ｃａ：０.０００５〜０．０１０％、
Ｍｇ：０.０００５〜０．０１０％、
希土類元素：０.０００５〜０．１０％のうちの１種または２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。 Furthermore, in% by mass,
V: 0.1-1.0%,
Co: 0.1-1.0%,
Y: 0.1-1.0%,
Zr: 0.1-1.0%,
Hf: 0.01 to 0.20%,
Ta: 0.01-0.2%,
W: 0.1-5.0%,
Ca: 0.0005 to 0.010%,
Mg: 0.0005 to 0.010%,
The austenitic stainless steel according to claim 1, which contains one or more of 0.0005 to 0.10% of rare earth elements.
Ｆ１＝０．２×Ｍｏ＋５×Ｎｂ＋５００×Ｂ＋５×Ｙ＋５×Ｚｒ＞２．０ …（１）
ただし、式（１）中のＭｏ、Ｎｂ、Ｂ、Ｙ及びＺｒは、それぞれの元素の質量％であり、ＹまたはＺｒを含有量しない場合はそれぞれ０を代入する。 The austenitic stainless steel according to claim 1 or 2, which further satisfies the following formula (1).
F1 = 0.2 × Mo + 5 × Nb + 500 × B + 5 × Y + 5 × Zr> 2.0… (1)
However, Mo, Nb, B, Y and Zr in the formula (1) are mass% of each element, and 0 is substituted when Y or Zr is not contained.
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