JP4258679B1

JP4258679B1 - オーステナイト系ステンレス鋼

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Publication number: JP4258679B1
Application number: JP2008546012A
Authority: JP
Inventors: 孝裕小薄; 和博小川; 弘征平田; 佳孝西山
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Priority date: 2007-10-04
Filing date: 2008-10-02
Publication date: 2009-04-30
Anticipated expiration: 2028-10-02
Also published as: DK2199420T3; CN104611624B; CA2698562A1; EP2199420A4; WO2009044802A1; KR20100060026A; KR20120137520A; US20100054983A1; KR101256268B1; PL2199420T3; CN102317489A; EP2199420B1; CA2698562C; CN104611624A; ES2420839T3; JPWO2009044802A1; EP2199420A1; US8133431B2

Abstract

Ｃ＜０．０４％、Ｓｉ≦１．５％、Ｍｎ≦２％、Ｃｒ：１５〜２５％、Ｎｉ：６〜３０％、Ｎ：０．０２〜０．３５％、ｓｏｌ．Ａｌ≦０．０３％を含むとともに、Ｎｂ≦０．５％、Ｔｉ≦０．４％、Ｖ≦０．４％、Ｔａ≦０．２％、Ｈｆ≦０．２％及びＺｒ≦０．２％の１種以上を含有し、残部がＦｅと不純物からなり、不純物中のＰ≦０．０４％、Ｓ≦０．０３％、Ｓｎ≦０．１％、Ａｓ≦０．０１％、Ｚｎ≦０．０１％、Ｐｂ≦０．０１％及びＳｂ≦０．０１％で、Ｆ１＝Ｓ＋｛（Ｐ＋Ｓｎ）／２｝＋｛（Ａｓ＋Ｚｎ＋Ｐｂ＋Ｓｂ）／５｝≦０．７５及び０．０５≦Ｎｂ＋Ｔａ＋Ｚｒ＋Ｈｆ＋２Ｔｉ＋（Ｖ／１０）≦１．７−９×Ｆ１を満足するオーステナイト系ステンレス鋼は、溶接時のＨＡＺでの液化割れ、高温で長時間使用された場合のＨＡＺでの耐脆化割れ性に優れ、しかも、良好な耐ポリチオン酸ＳＣＣ性と高温強度を有する。
【選択図】なし

Description

本発明は、オーステナイト系ステンレス鋼、詳しくは、Ｃ固定化元素を含有するオーステナイト系ステンレス鋼に関し、より詳しくは、発電ボイラ、石油精製、石油化学工業用プラントの加熱炉管等に用いられるＣ固定化元素を含有するオーステナイト系ステンレス鋼に関する。さらに詳しくは、Ｃ固定化元素を含有し、溶接部の耐液化割れ性および耐脆化割れ性に優れるとともに高い耐食性、なかでも、ポリチオン酸応力腐食割れに対する高い抵抗力を有するオーステナイト系ステンレス鋼に関する。

近年、エネルギー需要のひっ迫から発電ボイラ、石油精製や石油化学工業用プラントの新設が進んでおり、その加熱炉管等に使用されるオーステナイト系ステンレス鋼には優れた耐食性はもちろん優れた高温強度を有することが求められている。

このような技術的背景のもとに、例えば、非特許文献１には、Ｃの含有量を低減するとともに、特定量のＮを含み、かつＣ固定化元素として特定量のＮｂを含有することによって優れた耐応力腐食割れ性と高温強度を有し、溶接後の後熱処理無しで長時間の時効後も鋭敏化が発生しない高耐食オーステナイト系ステンレス鋼が提案されている。

また、非特許文献２には、Ｃ固定化元素を含有するオーステナイト系ステンレス鋼の溶接後の溶接熱影響部（以下、「ＨＡＺ」という。）での割れについて、溶接熱サイクルにより炭化物の固溶および次サイクルによるＭ_２３Ｃ_６析出温度への再加熱により鋭敏化領域が形成され、「ナイフラインアタック」と称される粒界腐食割れが生じることが報告されている。

さらに、非特許文献３および非特許文献４に、高濃度のＮｂおよびＣを含有するオーステナイト系ステンレス鋼を用いて詳細に調査した結果、ＨＡＺにおける液化割れが粒界に析出したＮｂＣやＬａｖｅｓ相といった低融点化合物が溶融することにより生じ、したがって、ＨＡＺにおける液化割れを防止するには、こうした低融点化合物の粒界析出を抑止すればよいことが報告されている。

一方、非特許文献５には、１８％Ｃｒ−８％Ｎｉ系のオーステナイト系ステンレス耐熱鋼の溶接部において、長時間加熱によってＨＡＺに粒界割れが生じることが指摘されている。

また、特許文献１には、Ｃ固定化元素を活用したステンレス鋼、具体的には、特定の化学成分からなり、Ｎｂ／Ｃ≧４かつＮ／Ｃ≧５とした、「粒界腐食と粒界応力腐食割れに強いステンレス鋼」が開示されている。なお、以下の説明においては、「応力腐食割れ」を「ＳＣＣ」という。

さらに、特許文献２には、「高温用Ｎ含有オーステナイトステンレス鋼」、具体的には、高Ｃｒ化によって高温高圧下での耐硫化性を達成し、高Ｃｒ化、高Ｎｉ化、低Ｃ化の複合効果によって耐塩化物ＳＣＣ性を向上させ、さらに、低Ｃ化と必要に応じてＮｂを含有させることによって耐ポリチオン酸ＳＣＣ性を高めた、「Ｃｌ⁻、Ｓの共存する３５０℃以上の高温環境下で使用する耐硫化、耐ＳＣＣ性にすぐれた高温用Ｎ含有オーステナイトステンレス鋼」が開示されている。

特開昭５０−６７２１５号公報特開昭６０−２２４７６４号公報工藤赳夫ら：住友金属、３８（１９８６）、ｐ．１９０西本和俊ら：ステンレス鋼の溶接（２０００）、ｐ．１１４［産報出版］中尾嘉邦ら：溶接学会誌、第５１巻（１９８２）第１号、ｐ．６４中尾嘉邦ら：溶接学会誌、第５１巻（１９８２）第１２号、ｐ．９８９Ｒ．Ｎ．Ｙｏｕｎｇｅｒら：ＪｏｕｒｎａｌｏｆＴｈｅＩｒｏｎａｎｄＳｔｅｅｌＩｎｓｔｉｔｕｔｅ、Ｏｃｔｏｂｅｒ（１９６０）、ｐ．１８８

前述の非特許文献１で開示された技術は、Ｃ量を低く抑えたうえでＣの安定化に必要なＮｂの含有量を低くしているため、溶接金属における凝固割れ感受性の低減には有効である。しかしながら、ＨＡＺにおける液化割れおよび長時間使用の際の脆化割れの発生に関しては何ら配慮されていない。このため、非特許文献１に記載されているＣ固定化元素を含有するオーステナイト系ステンレス鋼は、確かに耐食性に優れることはもちろん優れた高温強度も有しているものではあるが、大入熱にてＴＩＧ溶接により組み立てた直後および高温で長時間使用した場合にはそれぞれ、ＨＡＺにおいて、上記２種類の異なった割れが発生することを避けられない。

非特許文献２で報告された粒界腐食割れは、上記の腐食環境にさらされる前の溶接施工段階で生じるＨＡＺ粒界の液化割れとは全く異なるものである。

非特許文献３および非特許文献４で提案された技術のＨＡＺにおける割れ感受性の低減効果は、Ｃの含有量が０．１％を超える高Ｃ領域、かつ、Ｎｂの含有量も１％を超える高Ｎｂ領域では有効である。しかしながら、耐食性向上のためにＣの含有量を０．０５％未満と低く抑え、かつＮｂの含有量を０．５％以下に低減した領域では依然としてＨＡＺで液化割れが発生することを避けられない。しかも、非特許文献３および非特許文献４で開示されたオーステナイト系ステンレス鋼を耐食用途に使用した際には、Ｃ含有量が高いためにＨＡＺにて鋭敏化腐食が発生することも避けられない。

前述の非特許文献５では、Ｍ_２３Ｃ_６やＮｂＣといった炭化物がＨＡＺにおける割れに影響を及ぼす因子として示唆されているものの、そのメカニズムについては明らかにされていない。しかも、非特許文献５に開示されている技術は、長時間加熱後のＨＡＺ脆化割れに対する対策でしかなく、必ずしも溶接直後のＨＡＺにおける液化割れに対して適用できるものではない。

特許文献１で提案された鋼は、ポリチオン酸ＳＣＣに対する抵抗力を低Ｃ化、かつ高Ｎ化により高めているが、このような対策を施しただけでは過酷な条件下においてもポリチオン酸ＳＣＣを抑制することができるものではない。さらに、単なる低Ｃおよび高Ｎ化だけでは、溶接部の耐液化割れ性と耐脆化割れ性をともに高めることができるものではない。

特許文献２で提案された鋼も、耐硫化性と耐ＳＣＣ性を高めただけのものであって、溶接部の耐液化割れ性と耐脆化割れ性をともに高めることができるものではない。さらに、その鋼は、より過酷な条件下において、ＳＣＣ、なかでも、ポリチオン酸ＳＣＣを抑制することができるものではない。

上述したように、Ｃ固定化元素を活用した高耐食オーステナイト系ステンレス鋼において、ＨＡＺでの液化割れおよび長時間使用中にＨＡＺに割れが生じる現象に関しては古くから知られているものの、前者に関しては、Ｃ含有量が低くかつＣ固定化元素の含有量も少ない領域での液化割れの発生機構およびその対策は未確立である。また、後者に関しても完全な機構解明には至っておらず、さらにはその対策、特に、材料面からの対策は確立されていない。

本発明は、上記現状に鑑みてなされたもので、Ｃ固定化元素を含有し、溶接時にＨＡＺに生じる液化割れを抑止できるとともに、高温で長時間使用された場合のＨＡＺでの耐脆化割れ性にも優れ、しかも、高い耐食性、なかでも、ポリチオン酸ＳＣＣに対する高い抵抗力を有するオーステナイト系ステンレス鋼を提供することを目的とする。

本発明者らは、溶接後のＨＡＺにおける液化割れ（以下、「溶接後のＨＡＺにおける液化割れ」を単に「液化割れ」ともいう。）を抑制できるとともに高温での長時間使用の際のＨＡＺにおける脆化割れ（以下、「高温での長時間使用の際のＨＡＺにおける脆化割れ」を単に「脆化割れ」ともいう。）も抑制することが可能で、かつ高い耐食性、なかでも、ポリチオン酸ＳＣＣに対して高い抵抗力を有する、Ｃ固定化元素含有オーステナイト系ステンレス鋼の提供を目的として、液化割れ、脆化割れおよびポリチオン酸ＳＣＣの発生機構について詳細な調査、検討を行った。

その結果、液化割れの発生に関して、先ず、下記（ａ）および（ｂ）の事項が明らかになった。

（ａ）Ｃ含有量が０．０５％未満、特に、０．０４％未満と低く、しかも、Ｃ固定化元素の含有量も低いオーステナイト系ステンレス鋼においては、前記Ｃ固定化元素とＣとが結合した炭化物の析出温度が低いので、粒界にはＣｒ炭窒化物が析出する。そして、Ｃ固定化元素の炭化物は粒内に析出する。

（ｂ）上記（ａ）から、液化割れの発生機構は、前記した非特許文献３および非特許文献４におけるもの、つまり、粒界に析出したＮｂＣやＬａｖｅｓ相といった低融点化合物の溶融という発生機構とは根本的に異なるものである。

そこでさらに調査、検討を加えた結果、下記（ｃ）〜（ｈ）の知見を得た。

（ｃ）粒界にＣｒ炭窒化物が析出し、粒内にＣ固定化元素の炭化物が析出した組織を有する上記のＣ含有量が０．０５％未満、特に、０．０４％未満と低く、しかも、Ｃ固定化元素の含有量も低いオーステナイト系ステンレス鋼が溶接熱サイクルにより高温に加熱されることによって、粒内に優先して析出したＮｂＣ等Ｃ固定化元素の炭化物が固溶する。このため、析出物による結晶粒成長のピンニング効果が消失してしまい、融点直下まで加熱されたＨＡＺでは結晶粒が極めて粗大化するので粒界の表面積が著しく減少する。

（ｄ）粒内に固溶したＣ固定化元素およびＣは高温加熱によって粒内を拡散し、粒界へ偏析する。しかも、融点直下に加熱された部位においては、結晶粒の粗大化により粒界表面積が著しく減少していることから、粒界では他の場所と比較して偏析の程度は大きくなっていることが想定される。

（ｅ）このため、融点直下に加熱されたＨＡＺでは、結晶粒が極めて粗大化することに基づく粒界表面積の減少により、低温加熱された他の部位と比較してＣ固定化元素やＣが粒界に濃化し、粒界の融点自体が低下する。

（ｆ）母材中に含有されるＰやＳといった粒界への偏析傾向の著しい元素も同様にＨＡＺ粒界に偏析するため、粗粒ＨＡＺでの粒界の融点は著しく低下している。

（ｇ）２パス目以降の溶接熱サイクルによる加熱によって、上述の低融点化した結晶粒界が溶融するため、粒界が液化して割れが発生する。

（ｈ）上記のような液化割れを抑制するためには、Ｃ固定化元素の含有量増加による炭化物の高温までの安定化が有効であると考えられる。一方、Ｃ固定化元素を過剰に含有させた場合には、Ｃｒ鋭敏化領域を増大させることによる耐食性の劣化が危惧される。このため、高耐食性を維持しつつＨＡＺでの液化割れを抑制するためには、鋼中のＰやＳといった不純物元素の量を低減し、それに付随してＣ固定化元素の含有量を最適化することが有効である。

また、前記脆化割れに関して、下記（ｉ）〜（ｋ）の事項が明らかになった。

（ｉ）脆化割れは溶接により高温にさらされた、いわゆる「粗粒ＨＡＺ」の結晶粒界に発生している。

（ｊ）脆化割れの破面は延性に乏しく、破面上にはＰ、Ｓ、Ｓｎ等の粒界を脆化させる元素の濃化が生じている。

（ｋ）割れ部近傍のミクロ組織には、結晶粒内に析出した多量の炭化物や窒化物が認められる。

上記（ｉ）〜（ｋ）の判明事項から、本発明者らは、脆化割れの発生機構に関して次の（ｌ）〜（ｎ）を結論するに至った。

（ｌ）溶接熱サイクル中、およびその後の高温での使用中に粒界脆化元素であるＰ、Ｓ、Ｓｎ等の元素が粒界に偏析する。そして特に、これらの元素は結晶粒界表面積が小さい粗粒ＨＡＺに著しく偏析するので、その粒界は極めて脆化する。

（ｍ）高温での使用中に外部応力が作用した際、粒内にはＮｂＣやＴｉＣといった炭化物固定化元素の炭化物を始めとして炭窒化物や窒化物が多量に析出しているので、粒内の変形が妨げられ、このため、脆化した粒界面への応力集中が生じ、粒界が開口して割れが発生しやすくなる。特に、粗粒ＨＡＺのような結晶粒径が大きい場所では粒界面への応力集中が助長され、割れが極めて発生しやすくなる。

（ｎ）前記脆化割れと類似の割れ形態を示すものとしては、例えば、伊藤らが、溶接学会誌、第４１巻（１９７２）第１号、ｐ．５９に述べている低合金鋼のＳＲ割れが挙げられる。しかしながら、この低合金鋼のＳＲ割れは、溶接後の短時間のＳＲ熱処理時に発生する割れであり、前述の高温での長時間使用の際のＨＡＺに発生する脆化割れとは発生時期が全く異なるものである。しかも、その母材の組織はフェライト相であって、本発明が対象とするオーステナイト相における割れとはその発生機構も完全に異なるものである。このため、当然のことながら、前記低合金鋼のＳＲ割れの防止対策をそのまま、高温での長時間使用の際のＨＡＺに発生する脆化割れの防止対策に活用することはできない。したがって、この種の脆化割れを抑制するためには、下記〈１〉および〈２〉の対策を講じるのが有効である。
〈１〉Ｃ固定化元素の低減による粒内での炭化物の析出の抑制、
〈２〉鋼中のＰやＳ、Ｓｎ等の粒界脆化元素の含有量の低減。

上述のように、溶接後の液化割れおよび高温での長時間使用の際のＨＡＺにおける脆化割れの両者の防止策としては、Ｐ、Ｓ、Ｓｎ等の粒界に偏析して粒界を脆化させる元素の含有量を低減することが有効であることが判明した。しかしながら、Ｃ固定化元素の含有量に関しては、液化割れと脆化割れに対して相反する作用を有する。

さらに、ポリチオン酸ＳＣＣに関して、下記（ｏ）の知見を得た。

（ｏ）Ｐ、Ｓ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｐｂ等の粒界に偏析しやすい不純物元素の含有量が多い場合、特にＨＡＺにおける耐ポリチオン酸ＳＣＣ性が劣化する。なお、耐ポリチオン酸ＳＣＣのような粒界ＳＣＣは、一般に粒界腐食と応力の重畳作用で生じる腐食である。このため、上記のメカニズムは完全には明らかになっていないが、不純物元素が粒界に偏析することによって粒界が腐食しやすくなり、かつ粒界自身も脆化するため、これらの重畳作用によってポリチオン酸環境での粒界ＳＣＣが促進されるものと考えられる。

そこで、本発明者らは、粒内での炭化物の析出量を最適化するとともに粒界偏析を軽減することによって、前記の液化割れと脆化割れがともに抑止できるとともに、強度の確保とポリチオン酸環境での耐ＳＣＣ性の改善も可能になるとの想定の下に、Ｃ固定化元素であるＮｂ、Ｔｉ、Ｔａ、Ｚｒ、ＨｆおよびＶの含有量と粒界に偏析して粒界を脆化させる元素であるＳ、Ｐ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｐｂ、ＺｎおよびＡｓの含有量の最適な条件について詳細な検討を実施した。その結果、下記（ｐ）〜（ｓ）の重要な知見を得た。

（ｐ）前記の液化割れと脆化割れの両者を防止し、しかも、耐ポリチオン酸ＳＣＣも改善するためには、粒界に偏析して粒界を脆化させる元素であるＰ、Ｓ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｐｂ、ＺｎおよびＡｓの含有量を特定の範囲に規制することが必要である。

（ｑ）前記の元素のうちでもＳの悪影響が最も大きく、次いで、ＰおよびＳｎの影響が大きい。したがって、前記２つの割れを防止し、しかも、耐ポリチオン酸ＳＣＣも改善するためには、それぞれの元素の含有量の規制に加えて、各元素の影響の重みを考慮し、式中の元素記号を、その元素の質量％での含有量として、下記の（１）式で表されるパラメータＦ１の値を０．０７５以下とすることが必須の要件となる。
Ｆ１＝Ｓ＋｛（Ｐ＋Ｓｎ）／２｝＋｛（Ａｓ＋Ｚｎ＋Ｐｂ＋Ｓｂ）／５｝・・・（１）。

（ｒ）特に、上述したＰ、Ｓ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｐｂ、ＺｎおよびＡｓという粒界に偏析して粒界を脆化させる元素の含有量に応じて、Ｃ固定化元素であるＮｂ、Ｔｉ、Ｔａ、Ｚｒ、ＨｆおよびＶの含有量を特定の範囲に調整することによって、強度の確保とポリチオン酸環境での耐ＳＣＣ性の向上に加えて、前記の液化割れと脆化割れの両者を防止することができる。

（ｓ）特に、前記Ｃ固定化元素の中では、Ｔｉの影響が最も大きく、次いでＴａ、Ｎｂ、ＺｒおよびＨｆの影響が大きい。したがって、強度の確保とポリチオン酸環境での耐ＳＣＣ性の向上に加えて、前記２つの割れを防止するためには、それぞれの元素の含有量の規制に加えて、各元素の影響の重みを考慮し、式中の元素記号を、その元素の質量％での含有量として、下記の（２）式で表されるパラメータＦ２の値を０．０５以上とするとともにその上限を〔１．７−９×Ｆ１〕とすることが必須の要件となる。
Ｆ２＝Ｎｂ＋Ｔａ＋Ｚｒ＋Ｈｆ＋２Ｔｉ＋（Ｖ／１０）・・・（２）。

本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は、下記（１）〜（３）に示すオーステナイト系ステンレス鋼にある。

（１）質量％で、Ｃ：０．０４％未満、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ：２％以下、Ｃｒ：１５〜２５％、Ｎｉ：６〜３０％、Ｎ：０．０２〜０．３５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０３％以下を含むとともに、Ｎｂ：０．５％以下、Ｔｉ：０．４％以下、Ｖ：０．４％以下、Ｔａ：０．２％以下、Ｈｆ：０．２％以下およびＺｒ：０．２％以下のうちの１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＰ、Ｓ、Ｓｎ、Ａｓ、Ｚｎ、ＰｂおよびＳｂがそれぞれ、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｓｎ：０．１％以下、Ａｓ：０．０１％以下、Ｚｎ：０．０１％以下、Ｐｂ：０．０１％以下およびＳｂ：０．０１％以下で、かつ下記の（１）式および（２）式で表されるＦ１およびＦ２の値がそれぞれ、Ｆ１≦０．０７５および０．０５≦Ｆ２≦１．７−９×Ｆ１を満足することを特徴とするオーステナイト系ステンレス鋼。
Ｆ１＝Ｓ＋｛（Ｐ＋Ｓｎ）／２｝＋｛（Ａｓ＋Ｚｎ＋Ｐｂ＋Ｓｂ）／５｝・・・（１）、Ｆ２＝Ｎｂ＋Ｔａ＋Ｚｒ＋Ｈｆ＋２Ｔｉ＋（Ｖ／１０）・・・（２）。
ここで、（１）式および（２）式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。

（２）質量％で、Ｃ：０．０５％未満、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ：２％以下、Ｃｒ：１５〜２５％、Ｎｉ：６〜１３％、Ｎ：０．０２〜０．１％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０３％以下を含むとともに、Ｎｂ：０．５％以下、Ｔｉ：０．４％以下、Ｖ：０．４％以下、Ｔａ：０．２％以下、Ｈｆ：０．２％以下およびＺｒ：０．２％以下のうちの１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＰ、Ｓ、Ｓｎ、Ａｓ、Ｚｎ、ＰｂおよびＳｂがそれぞれ、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｓｎ：０．１％以下、Ａｓ：０．０１％以下、Ｚｎ：０．０１％以下、Ｐｂ：０．０１％以下およびＳｂ：０．０１％以下で、かつ下記の（１）式および（２）式で表されるＦ１およびＦ２の値がそれぞれ、Ｆ１≦０．０７５および０．０５≦Ｆ２≦１．７−９×Ｆ１を満足することを特徴とするオーステナイト系ステンレス鋼。
Ｆ１＝Ｓ＋｛（Ｐ＋Ｓｎ）／２｝＋｛（Ａｓ＋Ｚｎ＋Ｐｂ＋Ｓｂ）／５｝・・・（１）、
Ｆ２＝Ｎｂ＋Ｔａ＋Ｚｒ＋Ｈｆ＋２Ｔｉ＋（Ｖ／１０）・・・（２）。
ここで、（１）式および（２）式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。

（３）Ｆｅの一部に代えて、質量％で、下記の第１群から第３群までのいずれかのグループに属する１種以上の元素を含有することを特徴とする上記（１）または（２）に記載のオーステナイト系ステンレス鋼。
第１群：Ｃｕ：４％以下、Ｍｏ：５％以下、Ｗ：５％以下およびＣｏ：１％以下
第２群：Ｂ：０．０１２％以下
第３群：Ｃａ：０．０２％以下、Ｍｇ：０．０２％以下および希土類元素：０．１％以下

なお、希土類元素（以下、「ＲＥＭ」という。）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ＲＥＭのうちの１種または２種以上の元素の合計含有量を指す。

以下、上記（１）〜（３）に示すオーステナイト系ステンレス鋼に係る発明を、それぞれ、「本発明（１）」〜「本発明（３）」という。また、総称して「本発明」ということがある。

本発明のオーステナイト系ステンレス鋼は、溶接部の耐液化割れ性および耐脆化割れ性に優れ、しかも、良好な耐ポリチオン酸ＳＣＣ性と高温強度を有するので、発電ボイラや石油精製、石油化学工業用プラント等の硫化物を含む環境下で高温、長時間使用される機器の素材として用いることができる。

以下、本発明のオーステナイト系ステンレス鋼における成分元素の限定理由について詳しく説明する。なお、以下の説明において、各元素の含有量の「％」表示は「質量％」を意味する。

Ｃ：０．０５％未満
Ｃは、耐食性、なかでも、耐ポリチオン酸ＳＣＣ性の確保という観点からは、Ｃｒと結合したＣｒ炭化物の析出による鋭敏化を抑制するために、その含有量は極力低減することが望ましい。一方、Ｃは、オーステナイト相を安定化する効果を有するとともに、微細な粒内炭化物を形成して、高温強度の向上に寄与する元素である。このため、高温強度の確保という観点からはむしろ炭化物形成元素の量に見合った量のＣを含有させることが、粒内炭化物の析出による強化の点から好ましい。しかしながら、Ｃの含有量が過剰になり、特に０．０５％以上になると、溶接凝固割れ感受性を増大させるとともに、耐食性の著しい劣化をきたす。したがって、Ｃの含有量を０．０５％未満とした（本発明（２））。なお、Ｃの含有量は０．０４％未満であればより好ましい。このため、本発明（１）におけるＣの含有量を０．０４％未満とした。Ｃの含有量は、０．０３％未満であればさらに好ましく、０．０２％以下であればより一層好ましい。

Ｓｉ：１．５％以下
Ｓｉは、オーステナイト系ステンレス鋼の溶製時に脱酸作用を有し、また、耐酸化性および耐水蒸気酸化性等を高めるのに有効な元素である。しかしながら、その含有量が過剰になり、特に、１．５％を超えると、溶接割れ感受性を著しく増大させるし、Ｓｉがフェライト相を安定化させる元素であるためにオーステナイト相の安定性を低下させる。したがって、Ｓｉの含有量は１．５％以下とした。なお、Ｓｉの含有量は１％以下とすることが好ましく、０．７５％以下であればなお一層好ましい。一方、前記したＳｉの効果を確実に得るためには、Ｓｉ含有量の下限は０．０２％とすることが望ましく、０．１％とすれば一層望ましい。

Ｍｎ：２％以下
Ｍｎは、オーステナイト相を安定化させる元素であるとともに、Ｓによる熱間加工脆性の抑制の他、溶製時の脱酸に有効な元素である。しかしながら、その含有量が２％を超えると、σ相等の金属間化合物相の析出を助長し、高温環境下にて使用した場合には、高温における組織安定性の劣化に起因した靱性や延性の低下を生じる。したがって、Ｍｎの含有量は２％以下とした。なお、Ｍｎの含有量は１．５％以下とすることが望ましい。Ｍｎ含有量の下限は０．０２％とすることが好ましく、０．１％とすれば一層好ましい。

Ｃｒ：１５〜２５％
Ｃｒは、高温での耐酸化性および耐食性の確保のために必須の元素であり、その効果を得るためには、１５％以上含有させる必要がある。しかしながら、その含有量が過剰になり、特に、２５％を超えると、高温でのオーステナイト相の安定性を低下させて、クリープ強度の低下を招く。したがって、Ｃｒの含有量を１５〜２５％とした。なお、Ｃｒ含有量の望ましい下限は１７％であり、また、望ましい上限は２０％である。

Ｎｉ：６〜３０％
Ｎｉは、安定なオーステナイト組織を確保するために必須の元素であり、長時間使用時の組織安定性を確保して、所望のクリープ強度を得るために必須の元素である。しかしながら、その効果を十分に得るためには、前記したＣｒ含有量とのバランスが重要であり、今回のＣｒ含有量の下限値に対しては６％以上の含有量が必要である。一方、高価な元素であるＮｉの３０％を超える多量の添加はコストの増加を招く。したがって、Ｎｉの含有量は６〜３０％とした（本発明（１））。なお、Ｎｉ含有量の上限は２０％とすることが好ましく、１３％であればより好ましい。このため、本発明（２）におけるＮｉの含有量を６〜１３％とした。Ｎｉ含有量の上限は１２％とすることがより一層好ましい。また、Ｎｉ含有量の下限は７％とすることが好ましく、９％とすれば一層好ましい。

Ｎ：０．０２〜０．３５％
Ｎは、オーステナイト相を安定化させる元素であり、マトリックスに固溶するとともに粒内に微細な炭窒化物として析出し、クリープ強度を向上させるのに有効な元素である。これらの効果を十分に得るためには、Ｎの含有量を０．０２％以上とする必要がある。しかしながら、０．３５％を超える過剰なＮを含有した場合、粒界にＣｒ窒化物が形成されるため鋭敏化によりＨＡＺでの耐ポリチオン酸ＳＣＣ性が劣化する。したがって、Ｎの含有量は０．０２〜０．３５％とした。なお、なお、Ｎ含有量の下限は０．０４％とすることが好ましく、０．０６％とすれば一層好ましい。また、Ｎ含有量の上限は０．３％とすることが好ましく、０．１％とすれば一層好ましい。

ｓｏｌ．Ａｌ：０．０３％以下
Ａｌは、脱酸作用を有するが、多量の添加は清浄度を著しく害し、加工性や延性を劣化させ、特に、Ａｌの含有量がｓｏｌ．Ａｌ（「酸可溶性Ａｌ」）で０．０３％を超えると、加工性や延性の低下が著しくなる。したがって、ｓｏｌ．Ａｌの含有量を０．０３％以下とした。下限は特に設けないが、０．０００５％以上が好ましい。

Ｎｂ：０．５％以下、Ｔｉ：０．４％以下、Ｖ：０．４％以下、Ｔａ：０．２％以下、Ｈｆ：０．２％以下およびＺｒ：０．２％以下のうちの１種または２種以上
Ｃ固定化元素であるＮｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｔａ、ＨｆおよびＺｒは、本発明の根幹をなす重要な元素群である。すなわち、これらの元素とＣが結合した炭化物が粒内に析出することによって、粒界でのＣｒ炭化物の析出が抑止されて鋭敏化が抑制され、高い耐食性を確保することができる。さらに、粒内に微細析出した上記の炭化物は、クリープ強度の向上にも寄与する。しかしながら、上記の元素の含有量が過剰になると、溶接熱サイクル下での炭化物の固溶温度が上昇する。このため、炭化物固溶による上述の元素の粗粒ＨＡＺ粒界での偏析が軽減され、次層溶接時の熱サイクル付与による粒界の溶融割れを抑制することができる。しかし一方では、炭化物が過剰に粒内析出することになって、粒内の変形が妨げられるので、後述する不純物元素の偏析によって脆化している粒界面への一層の応力集中を招き、このため、高温での長時間使用時の粗粒ＨＡＺでの脆化割れを助長してしまう。さらに、いわゆる「ナイフラインアタック」のようにＣｒ鋭敏化領域を拡大して耐食性の著しい劣化も招く。特に、Ｎｂの場合は０．５％を超えると、また、ＴｉおよびＶの場合は、いずれも０．４％を超えると、さらに、Ｔａ、ＨｆおよびＺｒの場合は、いずれも０．２％を超えると、上述した弊害が大きくなる。したがって、高い耐食性の確保とともに、溶接後の液化割れおよび長時間使用の際の脆化割れの双方を抑止するために、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｔａ、ＨｆおよびＺｒについてその含有量を、Ｎｂ：０．５％以下、Ｔｉ：０．４％以下、Ｖ：０．４％以下、Ｔａ：０．２％以下、Ｈｆ：０．２％以下およびＺｒ：０．２％以下とした。

上記各元素の含有量の上限は、Ｎｂが０．４％、Ｔｉが０．３％、Ｖが０．２％、Ｔａが０．１５％、Ｈｆが０．１５％、Ｚｒが０．１％であることが好ましい。

なお、上記のＮｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｔａ、ＨｆおよびＺｒは、そのうちのいずれか１種のみ、または２種以上の複合で含有させることができる。ただし、後述するように、優れた耐ポリチオン酸ＳＣＣ性を確保するためには、既に述べたパラメータＦ２の値が０．０５以上になるようにする必要があり、また、ＨＡＺでの溶接直後および長時間使用の際の割れ感受性を低減するためには、パラメータＦ２の値の上限を〔１．７−９×Ｆ１〕とする必要がある。

本発明においては、不純物中のＰ、Ｓ、Ｓｎ、Ａｓ、Ｚｎ、ＰｂおよびＳｂは、その含有量をそれぞれ、特定の値以下に制限する必要がある。

すなわち、上記の元素はいずれも、溶接熱サイクル中、または、その後の高温での使用中に粗粒ＨＡＺの粒界に偏析して、粒界の融点を下げるとともに粒界の結合力を低下させ、次層溶接時の熱サイクル付与による粗粒ＨＡＺでの粒界溶融に基づく液化割れ、高温で使用中の脆化割れを招く。加えて、粒界腐食を促進し、かつ粒界強度の低下をもたらすため、耐ポリチオン酸ＳＣＣ性を劣化させる。したがって、先ず、その含有量をそれぞれ、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｓｎ：０．１％以下、Ａｓ：０．０１％以下、Ｚｎ：０．０１％以下、Ｐｂ：０．０１％以下およびＳｂ：０．０１％以下に制限する必要がある。

なお、粗粒ＨＡＺにおける溶接後の液化割れ、長時間使用の際の脆化割れおよび耐ポリチオン酸ＳＣＣ性に対しては、前記の元素のうちＳが最も大きな影響を及ぼし、次いで、ＰおよびＳｎの影響が大きい。そして、前記の液化割れと脆化割れの両者を防止し、しかも、耐ポリチオン酸ＳＣＣも改善するためには、既に述べたパラメータＦ１の値が０．０７５以下になるようにする必要があり、また、このパラメータＦ１はパラメータＦ２との関係で〔Ｆ２≦１．７−９×Ｐ１〕を満たすようにする必要がある。次に、上記のことについて説明する。

パラメータＦ１の値：０．０７５以下
前記（１）式、つまり、〔Ｓ＋｛（Ｐ＋Ｓｎ）／２｝＋｛（Ａｓ＋Ｚｎ＋Ｐｂ＋Ｓｂ）／５｝〕で表されるＦ１の値が０．０７５を超える場合には、粒界結合力の低下を抑制することができないので、粗粒ＨＡＺにおける溶接後の液化割れおよび長時間使用の際の脆化割れの発生、さらには、耐ポリチオン酸ＳＣＣ性の劣化を避けられなくなる。このため、パラメータＦ１の値は０．０７５以下にする必要がある。なお、パラメータＦ１の値は小さければ小さいほど好ましい。

パラメータＦ２の値：０．０５以上で〔１．７−９×Ｆ１〕以下
前記（２）式、つまり、〔Ｎｂ＋Ｔａ＋Ｚｒ＋Ｈｆ＋２Ｔｉ＋（Ｖ／１０）〕で表されるＦ２の値が０．０５以上の場合に、優れた耐ポリチオン酸ＳＣＣ性を確保することができ、また、このＦ２の値が前述のパラメータＦ１との関係で〔１．７−９×Ｆ１〕以下を満たす場合に、粗粒ＨＡＺにおける溶接後の液化割れおよび長時間使用の際の脆化割れを防止することが可能となる。

上記の理由から、本発明（１）および（２）に係るオーステナイト系ステンレス鋼は、上述した範囲のＣからｓｏｌ．Ａｌまでの元素を含むとともに、上述した範囲のＮｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｔａ、ＨｆおよびＺｒのうちの１種または２種以上を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＰ、Ｓ、Ｓｎ、Ａｓ、Ｚｎ、ＰｂおよびＳｂがそれぞれ、上述した範囲にあり、かつ前記の（１）式および（２）式で表されるＦ１およびＦ２の値がそれぞれ、Ｆ１≦０．０７５および０．０５≦Ｆ２≦１．７−９×Ｆ１を満足することと規定した。

なお、本発明（１）あるいは本発明（２）に係るオーステナイト系ステンレス鋼は、そのＦｅの一部に代えて、必要に応じてさらに、
第１群：Ｃｕ：４％以下、Ｍｏ：５％以下、Ｗ：５％以下およびＣｏ：１％以下、
第２群：Ｂ：０．０１２％以下、
第３群：Ｃａ：０．０２％以下、Ｍｇ：０．０２％以下およびＲＥＭ：０．１％以下、
の各グループの元素の１種以上を選択的に含有させることができる。

すなわち、前記第１群から第３群までのいずれかのグループの元素の１種以上を任意元素として添加し、含有させてもよい。

以下、上記の任意元素に関して説明する。

第１群：Ｃｕ：４％以下、Ｍｏ：５％以下、Ｗ：５％以下およびＣｏ：１％以下
第１群の元素であるＣｕ、Ｍｏ、ＷおよびＣｏは、高温強度を高める作用を有するので、この効果を得るために上記の元素を添加し、含有させてもよい。以下、第１群の元素について詳しく説明する。

Ｃｕ：４％以下
Ｃｕは、高温で微細に析出して高温強度の向上に有効な元素である。Ｃｕにはオーステナイト相を安定にする作用もある。しかしながら、Ｃｕの含有量が多くなるとＣｕ相の析出が過剰になって粗粒ＨＡＺでの脆化割れ感受性が高くなり、特に、４％を超えると、前記粗粒ＨＡＺでの脆化割れ感受性が著しく高くなる。したがって、添加する場合のＣｕの含有量は、４％以下とした。なお、Ｃｕの含有量は３％以下とすることが好ましく、２％以下であればなお一層好ましい。一方、前記したＣｕの効果を確実に得るためには、Ｃｕ含有量の下限は０．０２％とすることが望ましく、０．０５％とすれば一層望ましい。

Ｍｏ：５％以下
Ｍｏは、マトリックスに固溶して高温強度の向上、なかでも高温でのクリープ強度の向上に寄与する元素である。Ｍｏは、Ｃｒ炭化物の粒界析出を抑制する作用も有する。しかしながら、Ｍｏの含有量が多くなるとオーステナイト相の安定性が低下するため却ってクリープ強度を低下させ、しかも、粗粒ＨＡＺでの脆化割れ感受性が高くなり、特に、５％を超えると、クリープ強度の低下が著しくなるとともに粗粒ＨＡＺでの脆化割れ感受性が著しく高くなる。したがって、添加する場合のＭｏの含有量は、５％以下とした。なお、Ｍｏの含有量は１．５％以下とすることが好ましい。一方、前記したＭｏの効果を確実に得るためには、Ｍｏ含有量の下限は０．０５％とすることが望ましい。

Ｗ：５％以下
Ｗも、マトリックスに固溶して高温強度の向上、なかでも高温でのクリープ強度の向上に寄与する元素である。しかしながら、Ｗの含有量が多くなるとオーステナイト相の安定性が低下するため却ってクリープ強度を低下させ、しかも、粗粒ＨＡＺでの脆化割れ感受性が高くなり、特に、５％を超えると、クリープ強度の低下が著しくなるとともに粗粒ＨＡＺでの脆化割れ感受性が著しく高くなる。したがって、添加する場合のＷの含有量は、５％以下とした。なお、Ｗの含有量は３％以下とすることが望ましく、１．５％以下とすれば一層望ましい。一方、前記したＷの効果を確実に得るためには、Ｗ含有量の下限は０．０５％とすることが好ましい。

Ｃｏ：１％以下
Ｃｏは、Ｎｉと同様オーステナイト相の安定性を高めて高温強度の向上に寄与する。しかしながら、Ｃｏは極めて高価な元素であるため含有量が多くなるとコストの上昇を招き、特に、１％を超えるとコストの上昇が著しくなる。したがって、添加する場合のＣｏの含有量は、１％以下とした。なお、Ｃｏの含有量は０．８％以下とすることが望ましく、０．５％以下とすれば一層望ましい。一方、前記したＣｏの効果を確実に得るためには、Ｃｏ含有量の下限は０．０３％とすることが好ましい。

なお、上記のＣｕ、Ｍｏ、ＷおよびＣｏは、そのうちのいずれか１種のみ、または２種以上の複合で含有することができる。

第２群：Ｂ：０．０１２％以下
第２群の元素であるＢは粒界強化作用を有するので、この効果を得るために添加し、含有させてもよい。以下、第２群の元素であるＢについて詳しく説明する。

Ｂ：０．０１２％以下
Ｂは、粒界に偏析するとともに粒界炭化物を微細分散させることにより、粒界強化に寄与する元素である。しかしながら、Ｂの過剰な添加は粒界の融点を低下させ、特に、含有量で０．０１２％を超えると粒界の融点低下が大きくなるので、溶接時に溶融線に近接するＨＡＺの粒界で液化割れを生じてしまう。したがって、添加する場合のＢの含有量は、０．０１２％以下とした。なお、Ｂの含有量は０．００５％以下とすることが好ましく、０．００４５％以下であればなお一層好ましい。一方、前記したＢの効果を確実に得るためには、Ｂ含有量の下限は０．０００１％とすることが望ましく、０．００１％とすれば一層望ましい。

第３群：Ｃａ：０．０２％以下、Ｍｇ：０．０２％以下およびＲＥＭ：０．１％以下のうちの１種または２種以上
第３群の元素であるＣａ、ＭｇおよびＲＥＭは、熱間加工性を高める作用を有するので、この効果を得るために上記の元素を添加し、含有させてもよい。以下、第３群の元素について詳しく説明する。

Ｃａ：０．０２％以下
Ｃａは、Ｓとの親和力が大きく、熱間加工性を高める作用を有する。また、僅かではあるが、Ｓの粒界偏析に起因した粗粒ＨＡＺの脆化割れを軽減する効果がある。しかしながら、Ｃａの過剰な添加は酸素との結合による清浄性の低下、換言すれば清浄度の増加を招き、特に、含有量で０．０２％を超えると清浄性の低下が著しくなり、却って熱間加工性を劣化させてしまう。したがって、添加する場合のＣａの含有量は、０．０２％以下とした。なお、Ｃａの含有量は０．０１％以下とすることが好ましい。一方、前記したＣａの効果を確実に得るためには、Ｃａ含有量の下限は０．０００１％とすることが望ましく、０．０００５％とすれば一層望ましい。

Ｍｇ：０．０２％以下
Ｍｇも、Ｓとの親和力が大きく、熱間加工性を高める作用を有する。また、僅かではあるが、Ｓの粒界偏析に起因した粗粒ＨＡＺの脆化割れを軽減する効果がある。しかしながら、Ｍｇの過剰な添加は酸素との結合による清浄性の低下を招き、特に、含有量で０．０２％を超えると清浄性の低下が著しくなり、却って熱間加工性を劣化させてしまう。したがって、添加する場合のＭｇの含有量は、０．０２％以下とした。なお、Ｍｇの含有量は０．０１％以下とすることが好ましい。一方、前記したＭｇの効果を確実に得るためには、Ｍｇ含有量の下限は０．０００１％とすることが望ましい。

ＲＥＭ：０．１％以下
ＲＥＭは、Ｓとの親和力が大きく、熱間加工性を高める作用を有する。ＲＥＭには、Ｓの粒界偏析に起因した粗粒ＨＡＺの脆化割れを軽減させる効果もある。しかしながら、ＲＥＭの過剰な添加は酸素との結合による清浄性の低下を招き、特に、含有量で０．１％を超えると清浄性の低下が著しくなり、却って熱間加工性を劣化させてしまう。したがって、添加する場合のＲＥＭの含有量は、０．１％以下とした。なお、ＲＥＭの含有量は０．０５％以下とすることが望ましい。一方、前記したＲＥＭの効果を確実に得るためには、ＲＥＭ含有量の下限は０．００１％とすることが好ましい。

既に述べたように、「ＲＥＭ」とは、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ＲＥＭのうちの１種または２種以上の元素の合計含有量を指す。

なお、上記のＣａ、ＭｇおよびＲＥＭは、そのうちのいずれか１種のみ、または２種以上の複合で含有することができる。

上記の理由から、本発明（３）に係るオーステナイト系ステンレス鋼は、本発明（１）または本発明（２）に係るオーステナイト系ステンレス鋼のＦｅの一部に代えて、下記の第１群から第３群までのいずれかのグループに属する１種以上の元素を含有することと規定した。
第１群：Ｃｕ：４％以下、Ｍｏ：５％以下、Ｗ：５％以下およびＣｏ：１％以下、
第２群：Ｂ：０．０１２％以下、
第３群：Ｃａ：０．０２％以下、Ｍｇ：０．０２％以下およびＲＥＭ：０．１％以下。

本発明（１）〜本発明（３）に係るオーステナイト系ステンレス鋼は、溶解に使用する原料について綿密詳細な分析を実施して、特に不純物中のＳｎ、Ａｓ、Ｚｎ、ＰｂおよびＳｂの含有量がそれぞれ、前述のＳｎ：０．１％以下、Ａｓ：０．０１％以下、Ｚｎ：０．０１％以下、Ｐｂ：０．０１％以下およびＳｂ：０．０１％以下で、かつ前記の（１）式および（２）式で表されるＦ１およびＦ２の値がそれぞれ、Ｆ１≦０．０７５および０．０５≦Ｆ２≦１．７−９×Ｆ１を満たすものを選択した後、電気炉、ＡＯＤ炉やＶＯＤ炉などを用いて溶製して製造することができる。

次いで、溶製された溶湯を、いわゆる「造塊法」でインゴットに鋳造した後の熱間鍛造または連続鋳造によってスラブ、ブルームやビレットにし、これらを素材として、板材に加工する場合は、例えば、熱間圧延でプレートやコイル状に加工し、また管材に加工する場合は、例えば、熱間押出製管法やマンネスマン製管法で管状に熱間加工する。

すなわち、熱間加工はどのような加工であってもよく、例えば、最終製品が鋼管の場合では、ユジーンセジュルネ法に代表される熱間押出製管法や熱間押抜き製管法、マンネスマンプラグミル法やマンネスマンマンドレルミル法などに代表されるロール圧延製管法（マンネスマン製管法）を挙げることができる。また、最終製品が鋼板の場合では、通常の厚鋼板や熱延鋼帯の製造方法を挙げることができる。

熱間加工の加工終了温度は、特に規定しないが、１０００℃以上とするのが好ましい。これは、加工終了温度が１０００℃未満になると、Ｎｂ、ＴｉおよびＶの炭窒化物の固溶が不十分になって、クリープ強度や延性が損なわれるためである。

なお、熱間加工後に冷間加工を行ってもよく、冷間加工としては、例えば、最終製品が鋼管の場合では、上記の熱間加工により製造された素管に引き抜き加工を施す冷間抽伸製管法や冷間圧延製管法を挙げることができる。また、最終製品が鋼板の場合では、通常の冷延鋼帯の製造方法を挙げることができる。さらに、組織を均一にして強度のより一層の安定化を図るためには、加工歪みを与えて熱処理時に再結晶・整粒化させるのがよいため、冷間加工の場合では最後の加工を断面減少率１０％以上で行って、歪みを付与することが望ましい。

また、上記の熱間加工後の最終熱処理の加熱温度、または熱間加工後にさらに冷間加工を行った後の最終熱処理の加熱温度は、１０００℃以上で行えばよい。上記加熱温度の上限は特に規定しないが、１３５０℃を超えると、高温粒界割れや延性低下を引き起こしやすくなるだけでなく、結晶粒が極めて大きくなり、さらに、加工性も著しく低下する。このため、上記加熱温度の上限は１３５０℃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および表２に示す化学組成を有するオーステナイト系ステンレス鋼である鋼Ａ１〜Ａ１０および鋼Ｂ１〜Ｂ５を電気炉にて溶解し、熱間鍛造、熱間圧延により成形した。次いで、１１００℃に加熱した後に水冷する熱処理を施し、さらにその後、機械加工により厚さ２０ｍｍ、幅５０ｍｍで長さ１００ｍｍの鋼板を作製した。

なお、表１および表２中の鋼Ａ１〜Ａ１０は化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼である。一方、鋼Ｂ１〜Ｂ５は成分元素の含有量、パラメータＦ１の値およびＦ２の値のいずれかが、本発明で規定する条件から外れた比較例の鋼である。

まず、鋼Ａ１〜Ａ１０および鋼Ｂ１〜Ｂ５の上記鋼板の長手方向に角度３０°、ルート厚さ１ｍｍのＶ開先を加工した後、被覆アーク溶接棒としてＪＩＳＺ３２２４（１９９９）に規定の「ＤＮｉＣｒＦｅ−３」を用いて、厚さ２５ｍｍ、幅２００ｍｍで長さ２００ｍｍのＪＩＳＧ３１０６（２００４）に規定のＳＭ４００Ｃの市販の鋼板上に、四周を拘束溶接した。

その後、表３に示す化学組成を有する溶接ワイヤを用いて、ＴＩＧ溶接により入熱量を２０ｋＪ／ｃｍの条件にて開先内に多層溶接を実施した。

上記の溶接施工後、各試験体から継手の断面ミクロ組織観察用試験片を１０個ずつ採取し、断面を鏡面研磨した後腐食し、ＨＡＺ粗粒域における液化割れの発生有無を光学顕微鏡を用いて倍率を５００倍として観察した。

表４に、上記液化割れの調査結果を示す。なお、表４の「液化割れ」欄における「○」印および「△」印はそれぞれ、各鋼についての１０個の試験片において、液化割れが全く認められなかったことおよび１〜２個の試験片に割れが認められたことを示す。

表４から、鋼Ａ１〜Ａ１０を用いた本発明例である試験番号１〜１０の場合、液化割れが発生しないことが明らかである。

また、上記のようにして得た鋼Ａ１〜Ａ１０および鋼Ｂ１〜Ｂ５の拘束溶接継手試験体に５５０℃×１００００時間の時効熱処理を施し、各試験体から継手の断面ミクロ組織観察用試験片を４個ずつ採取し、断面を鏡面研磨した後腐食し、ＨＡＺ粗粒域における脆化割れの発生有無を光学顕微鏡を用いて倍率を５００倍として観察した。

表４に、上記脆化割れの調査結果を併せて示す。なお、表４の「脆化割れ」欄における「○」印、「△」印および「×」印はそれぞれ、各鋼についての４個の試験片において、脆化割れが全く認められなかったこと、１〜２個の試験片に割れが認められたことおよび３個以上の試験片に割れが認められたことを示す。

表４から、鋼Ａ１〜Ａ１０を用いた本発明例である試験番号１〜１０の場合、脆化割れも発生しないことが明らかである。

上述のことから、ＨＡＺにおいて優れた耐液化割れ性および長時間使用の際の優れた耐脆化割れ性を確保するには、各成分元素の含有量に加えてパラメータＦ１およびＦ２に関する条件も満たさねばならないことが明らかである。

さらに、鋼Ａ１〜Ａ１０および鋼Ｂ１〜Ｂ５について、拘束しなかったこと以外は上記の拘束溶接継手と同様の溶接材料および溶接条件で溶接継手を作製し、各試験体から下記の試験片を採取して耐食性および高温強度特性（クリープ特性）を評価することも行った。

耐食性の調査には、厚さ２ｍｍ、幅１０ｍｍで長さが７５ｍｍの短冊状のものを溶接部位置を中央にして半径５ｍｍで拘束したいわゆる「Ｕベンド試験片」を用い、Ｗａｃｋｅｎｒｏｄｅｒ溶液（蒸留水中にＳＯ_２ガスを吹き込んで作成したＨ_２ＳＯ_３飽和水溶液に多量のＨ_２Ｓガスを吹き込んだ溶液）に７００℃で、１０００時間、３０００時間および５０００時間浸漬し、割れ発生の有無を倍率を５００倍とした光学顕微鏡で観察して、溶接継手の耐ポリチオン酸ＳＣＣ性を評価した。

高温強度特性の調査には、溶接金属を中心とする平行部の直径と長さがそれぞれ、６ｍｍと６０ｍｍの丸棒クリープ試験片を用い、６００℃、２００ＭＰａの条件でクリープ破断試験を行った。なお、破断時間が５０００時間以上のものだけが本発明の目的を達成できるとして「合格」と判定した。

表４に、上記の耐ポリチオン酸ＳＣＣ性と高温強度特性（クリープ特性）の調査結果を併せて示す。なお、表４の「耐ＳＣＣ性」欄は、前記の耐ポリチオン酸ＳＣＣ性を意味し、「○」印は５０００時間の浸漬にて割れの発生しなかったもの、「△」印は３０００時間の浸漬にて割れの発生が認められたもの、「×」は１０００時間の浸漬にて割れの発生が認められたものを意味する。さらに、「クリープ特性」欄における「○」印および「×」印はそれぞれ、破断時間が５０００時間以上であったことおよび破断時間が５０００時間未満であったことを示す。

表４から、耐食性については、それぞれ、ＮｂとＣの含有量が本発明で規定する量の上限値を超える鋼Ｂ３と鋼Ｂ４を用いた試験番号１３と試験番号１４では、１０００時間の浸漬にて割れの発生が認められた。また、それぞれ、パラメータＦ１の値とパラメータＦ２の値が本発明で規定する範囲を外れる鋼Ｂ１と鋼Ｂ２を用いた試験番号１１と試験番号１２では、３０００時間の浸漬にて割れの発生が認められた。これより、これらの鋼は耐食性（耐ポリチオン酸ＳＣＣ性）に劣ることが明らかである。また、高温強度特性についても、Ｎの含有量が本発明で規定する値を下回る鋼Ｂ５を用いた試験番号１５は、破断時間が５０００時間未満であってクリープ強度が低く、高温強度特性に劣ることが明らかである。

Claims

質量％で、Ｃ：０．０４％未満、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ：２％以下、Ｃｒ：１５〜２５％、Ｎｉ：６〜３０％、Ｎ：０．０２〜０．３５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０３％以下を含むとともに、Ｎｂ：０．５％以下、Ｔｉ：０．４％以下、Ｖ：０．４％以下、Ｔａ：０．２％以下、Ｈｆ：０．２％以下およびＺｒ：０．２％以下のうちの１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＰ、Ｓ、Ｓｎ、Ａｓ、Ｚｎ、ＰｂおよびＳｂがそれぞれ、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｓｎ：０．１％以下、Ａｓ：０．０１％以下、Ｚｎ：０．０１％以下、Ｐｂ：０．０１％以下およびＳｂ：０．０１％以下で、かつ下記の（１）式および（２）式で表されるＦ１およびＦ２の値がそれぞれ、Ｆ１≦０．０７５および０．０５≦Ｆ２≦１．７−９×Ｆ１を満足することを特徴とするオーステナイト系ステンレス鋼。
Ｆ１＝Ｓ＋｛（Ｐ＋Ｓｎ）／２｝＋｛（Ａｓ＋Ｚｎ＋Ｐｂ＋Ｓｂ）／５｝・・・（１）
Ｆ２＝Ｎｂ＋Ｔａ＋Ｚｒ＋Ｈｆ＋２Ｔｉ＋（Ｖ／１０）・・・（２）
ここで、（１）式および（２）式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。
質量％で、Ｃ：０．０５％未満、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ：２％以下、Ｃｒ：１５〜２５％、Ｎｉ：６〜１３％、Ｎ：０．０２〜０．１％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０３％以下を含むとともに、Ｎｂ：０．５％以下、Ｔｉ：０．４％以下、Ｖ：０．４％以下、Ｔａ：０．２％以下、Ｈｆ：０．２％以下およびＺｒ：０．２％以下のうちの１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＰ、Ｓ、Ｓｎ、Ａｓ、Ｚｎ、ＰｂおよびＳｂがそれぞれ、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｓｎ：０．１％以下、Ａｓ：０．０１％以下、Ｚｎ：０．０１％以下、Ｐｂ：０．０１％以下およびＳｂ：０．０１％以下で、かつ下記の（１）式および（２）式で表されるＦ１およびＦ２の値がそれぞれ、Ｆ１≦０．０７５および０．０５≦Ｆ２≦１．７−９×Ｆ１を満足することを特徴とするオーステナイト系ステンレス鋼。
Ｆ１＝Ｓ＋｛（Ｐ＋Ｓｎ）／２｝＋｛（Ａｓ＋Ｚｎ＋Ｐｂ＋Ｓｂ）／５｝・・・（１）
Ｆ２＝Ｎｂ＋Ｔａ＋Ｚｒ＋Ｈｆ＋２Ｔｉ＋（Ｖ／１０）・・・（２）
ここで、（１）式および（２）式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。
Ｆｅの一部に代えて、質量％で、下記の第１群から第３群までのいずれかのグループに属する１種以上の元素を含有することを特徴とする請求項１または２に記載のオーステナイト系ステンレス鋼。
第１群：Ｃｕ：４％以下、Ｍｏ：５％以下、Ｗ：５％以下およびＣｏ：１％以下
第２群：Ｂ：０．０１２％以下
第３群：Ｃａ：０．０２％以下、Ｍｇ：０．０２％以下および希土類元素：０．１％以下