JP6999479B2 - 完全オーステナイト系ステンレス鋼 - Google Patents
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Description
本発明は、完全オーステナイト系ステンレス鋼に関し、特に、耐溶接凝固割れ性に優れた完全オーステナイト系ステンレス鋼に関する。
完全オーステナイト系ステンレス鋼には、耐熱オーステナイト系ステンレス鋼ＳＵＳ３１０Ｓや高耐食性を有するスーパーオーステナイト系ステンレス鋼ＳＵＳ３１２Ｌ、その他にも非磁性材料や耐水素用材料などの様々な鋼種が存在し、その優れた組織安定性から、鋼板、鋼管などとして幅広い分野で用いられている。
しかしながら、完全オーステナイト系ステンレス鋼の溶接においては、溶接金属に割れ（溶接凝固割れ）が発生しやすい。溶接凝固割れは、凝固時、固液共存温度域の低温側において、膜状の液相（残留液相）が残存している固相（セルやデンドライト）間に凝固収縮や熱収縮に伴う引張ひずみが作用し、固相間が分離することで引き起こされると考えられている。また、凝固完了温度すなわち固相線温度が低いと、残留液相が存在する状態が長く続くため、溶接凝固割れがさらに発生しやすくなる。なお、固液共存温度域とは、固相と液相が共存している温度域であり、液相線温度と固相線温度との間隔に相当する。
耐溶接凝固割れ性は、Ｐ、Ｓなどの固液平衡分配係数が小さく、かつ凝固完了温度を大きく下げる元素の影響を強く受けることが知られている。
固液平衡分配係数の小さいＰやＳは、溶接凝固過程における固液界面で、固相側で低濃度、液相側で高濃度となり、セルやデンドライト樹間にミクロ偏析する。そしてこのミクロ偏析は、残留液相の凝固完了温度を下げて固液共存温度域を拡大させるため、耐溶接凝固割れ性を著しく低下させる。特にＰ、Ｓは、オーステナイト相に固溶しにくいことから、フェライト相を全く含まない完全オーステナイト系ステンレス鋼では、より一層、耐溶接凝固割れ性の低下が著しくなる。したがって、完全オーステナイト系ステンレス鋼の耐溶接凝固割れ性を向上するためには、Ｐ、Ｓ含有量を低減することが非常に有効である。
固液平衡分配係数の小さいＰやＳは、溶接凝固過程における固液界面で、固相側で低濃度、液相側で高濃度となり、セルやデンドライト樹間にミクロ偏析する。そしてこのミクロ偏析は、残留液相の凝固完了温度を下げて固液共存温度域を拡大させるため、耐溶接凝固割れ性を著しく低下させる。特にＰ、Ｓは、オーステナイト相に固溶しにくいことから、フェライト相を全く含まない完全オーステナイト系ステンレス鋼では、より一層、耐溶接凝固割れ性の低下が著しくなる。したがって、完全オーステナイト系ステンレス鋼の耐溶接凝固割れ性を向上するためには、Ｐ、Ｓ含有量を低減することが非常に有効である。
Ｓについては、ステンレス製鋼段階の精錬工程において、スラグ精錬によりその含有量を低レベル化できるため、上記のような溶接凝固割れが問題となることは比較的少ない。一方、Ｐについては、ステンレス鋼はＣｒを含有するために、スラグ精錬による酸化脱りんができない。そこで、原料選択によってＰ含有量の低減が実施されるが、経済性を大きく損ねるという課題がある。そのため、耐溶接凝固割れ性の向上手段として、Ｐ含有量の低減以外の手法が種々、検討されている。
Ｐ含有量の低減以外の耐溶接凝固割れ性向上方法としては、特許文献１や非特許文献１、２、３に記載されているように、希土類元素（ＲＥＭ）の添加が有効であることが開示されている。これは、溶接凝固過程中に希土類りん化物が晶出して有害なＰを固定化し、Ｐのミクロ偏析を抑制するためであると理解されている。
片山聖二:「完全オーステナイト系ステンレス鋼ＳＵＳ３１０Ｓの溶接凝固割れの改善に関する基礎的研究」，大阪大学学位請求論文，（１９８１）．
中尾嘉邦、勝信一郎:「完全オーステナイト化したＳＵＳ３１６鋼電子ビーム溶接金属の凝固割れ感受性の改善」，溶接学会論文集，４(１９８６)，３９３－３９９．
小薄孝裕、寺崎秀紀、小溝裕一、平田弘征、小川和博:「希土類燐化物を活用した高Ｐ含有オーステナイト系溶接金属における凝固割れ感受性の低減」，溶接学会論文集，３０(２０１２)，１９６－２０５.
Ｐの固定化を目的として鋼に添加するＲＥＭに関しては、特許文献２や非特許文献１、２に記載されているように、ミッシュメタルの主成分であるＬａ、Ｃｅを単独、または複合で添加する場合が多い。
非特許文献１、２に記載されているように、Ｌａ、Ｃｅについてはミクロ偏析の抑制によって、残留液相の低融点化を防ぐ効果はあるものの、耐溶接凝固割れ性が低下する場合があった。
また非特許文献３では、ＮｄＰを晶出させることによって、完全オーステナイト凝固する１８％Ｃｒ－１５％Ｎｉ合金の耐溶接凝固割れ性が向上することが述べられている。しかし、Ｎｄを添加しても溶接凝固割れが発生してしまう場合があり、その原因については不明であった。加えて、非特許文献３には、Ｎｄとその他のＲＥＭとの差異については何も述べられていない。
さらに、特許文献３、４に、Ｎｄを単独で添加した鋼および合金が開示されているが、耐溶接凝固割れ性に及ぼすＮｄの作用効果については議論されていない。
このように、従来から耐溶接凝固割れ性の向上にＲＥＭが積極的に利用されてきてはいるものの、そのメカニズムについては未だ不明な点も多く、溶接凝固割れを安定して防ぐという観点からは、従来の技術では不十分であった。
本発明は上記問題に鑑みてなされたものであり、経済性を大きく損ねるＰ含有量の低減を図らずとも、耐溶接凝固割れ性を安定して向上させることが可能な完全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。
本発明者らは、ＲＥＭの各元素を用いて耐溶接凝固割れ性に及ぼす影響を調べたところ、従来から広く用いられてきたＬａ、Ｃｅはその特性にばらつきがあったものの、Ｎｄは安定して溶接凝固割れを抑制できることが分かった。さらに、調査を進めたところ、Ｎｄの単独添加によって溶接凝固過程におけるＰのミクロ偏析を分散する作用を有することが判明した。そしてこの分散作用によって、耐溶接凝固割れ性を安定して向上させうることを明らかにした。
本発明者の検討結果、および得られた新たな知見の詳細は以下の通りである。
本発明者の検討結果、および得られた新たな知見の詳細は以下の通りである。
本発明者らは、ＲＥＭの種類、含有量を種々変化させた完全オーステナイト系ステンレス鋼を作製し、溶接凝固過程におけるＰのミクロ偏析および耐溶接凝固割れ性について詳細な調査を実施した。
その結果、ミッシュメタルの主成分であるＬａ、Ｃｅは、Ｐの固定化によってＰの無害化を図れるものの、溶接凝固割れが発生する場合があり、耐溶接凝固割れ性が著しく低下することが分かった。これは、Ｐ固定化に寄与しなかったＬａ、ＣｅとＮｉとの金属間化合物が形成され、さらにこれら金属間化合物は融点が低いことから割れの起点となるためと推測される。
一方、Ｎｄの場合には、耐溶接凝固割れ性の低下が生じず、溶接凝固時の割れを安定して抑制できることを新たに知見し、完全オーステナイト系ステンレス鋼の耐溶接凝固割れ性を高めるために最適なＲＥＭであると判断した。
さらに、鋼中に下記の（１）式を満足する量のＮｄを含有することで、汎用オーステナイト系ステンレス鋼ＳＵＳ３１０Ｓと同等以上の優れた耐溶接凝固割れ性が得られることを見出した。
Ｎｄ≧４．５×（Ｐ＋Ｓ）＋６×Ｏ－０．０２・・・（１）
ただし、（１）式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を示す。
ただし、（１）式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を示す。
Ｎｄが耐溶接凝固割れ性に有効に作用する要因は以下のような現象が推測される。
鋼中に（１）式を満足するようにＮｄを単独添加すると、溶接凝固過程におけるセル、デンドライト樹間でのＰのミクロ偏析が微細なスポット状に分散化される。従来では、ミクロ偏析はセルやデンドライト樹間にライン状に形成されていたため、膜状の残留液相が残存していたと考えられる。この場合、セルやデンドライト同士は十分に結合できていないため、引張ひずみが作用した場合に溶接凝固割れが生じやすく、耐溶接凝固割れ性が著しく低下していた。しかし、Ｎｄによってミクロ偏析の偏析形態をスポット状かつ分散化することにより、ミクロ偏析していない領域は凝固が進行し、残留液相の形態が液膜状から液滴状へと遷移する。残留液相の形態が液滴状となると、セルもしくはデンドライト同士の結合箇所が増大して十分に架橋されるため、引張ひずみが作用した場合でも溶接凝固割れが発生しがたくなると推測される。
鋼中に（１）式を満足するようにＮｄを単独添加すると、溶接凝固過程におけるセル、デンドライト樹間でのＰのミクロ偏析が微細なスポット状に分散化される。従来では、ミクロ偏析はセルやデンドライト樹間にライン状に形成されていたため、膜状の残留液相が残存していたと考えられる。この場合、セルやデンドライト同士は十分に結合できていないため、引張ひずみが作用した場合に溶接凝固割れが生じやすく、耐溶接凝固割れ性が著しく低下していた。しかし、Ｎｄによってミクロ偏析の偏析形態をスポット状かつ分散化することにより、ミクロ偏析していない領域は凝固が進行し、残留液相の形態が液膜状から液滴状へと遷移する。残留液相の形態が液滴状となると、セルもしくはデンドライト同士の結合箇所が増大して十分に架橋されるため、引張ひずみが作用した場合でも溶接凝固割れが発生しがたくなると推測される。
なお、ＮｄもＬａ、Ｃｅ同様にＮｉ－ＲＥＭ系の低融点金属化合物を形成する元素ではあるが、ＮｄはＬａ、Ｃｅに比べて分配係数が大きいため、セルやデンドライト樹間におけるＮｄの凝固偏析が他のＲＥＭに比べて少ない。そのため、ＮｄはＬａ、Ｃｅに比べて当該低融点金属化合物を形成しにくいと考えられる。
本発明は、上記の知見に基づいてなされたものであり、その要旨とするとことは以下の通りである。
［１］質量％で、
Ｃ：０．００５～０．０６０％、
Ｓｉ：１．００％以下、
Ｍｎ：９．００％以下、
Ｐ：０．０２０～０．０５０％、
Ｓ：０．００１０％以下、
Ｎｉ：６．００～２５．００％、
Ｃｒ：１８．００～２６．００％、
Ａｌ：０．００１～０．２００％、
Ｃａ：０．０１００％以下、
Ｍｇ：０．０１００％以下、
Ｏ：０．０１００％以下、
Ｎ：０．３０００％以下、
Ｎｄ：０．３００％以下、
Ｂ：０～０．０１００％、
Ｎｂ：０～０．１０％、
Ｔｉ：０～０．２００％、
Ｖ：０～１．００％、
Ｔａ：０～０．２０％、
Ｗ：０～０．５０％、
Ｍｏ：０～６．５０％、
Ｃｏ：０～１．００％、
Ｚｒ：０～０．１０％、
Ｃｕ：０～１．５０％、
Ｓｎ：０～０．３００％、
Ｓｂ：０～０．３００％
を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、かつ下記（１）式を満足することを特徴とする完全オーステナイト系ステンレス鋼。
Ｎｄ≧４．５×（Ｐ＋Ｓ）＋６×Ｏ－０．０２ ・・・（１）
なお、（１）式中の元素記号は、その元素の鋼中での含有量（質量％）を示す。
［２］質量％で、
Ｂ：０．０００１～０．０１００％、
Ｎｂ：０．００５～０．１０％、
Ｔｉ：０．００１～０．２００％、
Ｖ：０．０１～０．５０％、
Ｔａ：０．００１～０．２０％、
Ｗ：０．０１～０．５０％、
Ｍｏ：０．０１～６．５０％、
Ｃｏ：０．０１～１．００％、
Ｚｒ：０．００１～０．１０％、
Ｃｕ：０．０１～１．５０％、
Ｓｎ：０．００１～０．３００％、
Ｓｂ：０．００１～０．３００％
の１種または２種以上を含むことを特徴とする上記［１］に記載の完全オーステナイト系ステンレス鋼。
Ｃ：０．００５～０．０６０％、
Ｓｉ：１．００％以下、
Ｍｎ：９．００％以下、
Ｐ：０．０２０～０．０５０％、
Ｓ：０．００１０％以下、
Ｎｉ：６．００～２５．００％、
Ｃｒ：１８．００～２６．００％、
Ａｌ：０．００１～０．２００％、
Ｃａ：０．０１００％以下、
Ｍｇ：０．０１００％以下、
Ｏ：０．０１００％以下、
Ｎ：０．３０００％以下、
Ｎｄ：０．３００％以下、
Ｂ：０～０．０１００％、
Ｎｂ：０～０．１０％、
Ｔｉ：０～０．２００％、
Ｖ：０～１．００％、
Ｔａ：０～０．２０％、
Ｗ：０～０．５０％、
Ｍｏ：０～６．５０％、
Ｃｏ：０～１．００％、
Ｚｒ：０～０．１０％、
Ｃｕ：０～１．５０％、
Ｓｎ：０～０．３００％、
Ｓｂ：０～０．３００％
を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、かつ下記（１）式を満足することを特徴とする完全オーステナイト系ステンレス鋼。
Ｎｄ≧４．５×（Ｐ＋Ｓ）＋６×Ｏ－０．０２ ・・・（１）
なお、（１）式中の元素記号は、その元素の鋼中での含有量（質量％）を示す。
［２］質量％で、
Ｂ：０．０００１～０．０１００％、
Ｎｂ：０．００５～０．１０％、
Ｔｉ：０．００１～０．２００％、
Ｖ：０．０１～０．５０％、
Ｔａ：０．００１～０．２０％、
Ｗ：０．０１～０．５０％、
Ｍｏ：０．０１～６．５０％、
Ｃｏ：０．０１～１．００％、
Ｚｒ：０．００１～０．１０％、
Ｃｕ：０．０１～１．５０％、
Ｓｎ：０．００１～０．３００％、
Ｓｂ：０．００１～０．３００％
の１種または２種以上を含むことを特徴とする上記［１］に記載の完全オーステナイト系ステンレス鋼。
本発明によれば、Ｐ含有量の低減を図らずとも耐溶接凝固割れ性を有する完全オーステナイト系ステンレス鋼を提供することができる。
本発明の一実施形態における完全オーステナイト系ステンレス鋼の化学成分の限定理由は次の通りである。なお、以下の説明における「％」は「質量％」を意味する。
（Ｃ：０．００５～０．０６０％）
Ｃはステンレス鋼中に不可避的に含まれる元素であり、オーステナイト相の安定化や高温強度の向上に寄与する元素である。したがって、Ｃ含有量の下限は０．００５％以上とする。一方、Ｃを多量に含有させると耐溶接凝固割れ性が低下や、Ｃｒ系炭化物の析出に伴う耐食性の低下を引き起こすため、Ｃ含有量の上限を０．０６０％以下とする。好ましくは、０．０５０％以下とする。
Ｃはステンレス鋼中に不可避的に含まれる元素であり、オーステナイト相の安定化や高温強度の向上に寄与する元素である。したがって、Ｃ含有量の下限は０．００５％以上とする。一方、Ｃを多量に含有させると耐溶接凝固割れ性が低下や、Ｃｒ系炭化物の析出に伴う耐食性の低下を引き起こすため、Ｃ含有量の上限を０．０６０％以下とする。好ましくは、０．０５０％以下とする。
（Ｓｉ：１．００％以下）
Ｓｉは脱酸元素として作用する元素である。そのため、０．０１％以上含有させてもよい。しかしながら、Ｓｉを多量に含有させると耐溶接凝固割れ性を損ねるため、Ｓｉ含有量は１．００％以下である。
Ｓｉは脱酸元素として作用する元素である。そのため、０．０１％以上含有させてもよい。しかしながら、Ｓｉを多量に含有させると耐溶接凝固割れ性を損ねるため、Ｓｉ含有量は１．００％以下である。
（Ｍｎ：９．００％以下）
Ｍｎは安価なオーステナイト安定化元素であり、Ｎｉの代替元素としても用いられる。そのため、０．０１％以上含有させてもよい。ただし、多量に含有させると耐食性の低下を引き起こし、溶接性も損ねるため、Ｍｎ含有量は９．００％以下である。好ましくは７．０％以下、さらに好ましくは５．０％以下である。
Ｍｎは安価なオーステナイト安定化元素であり、Ｎｉの代替元素としても用いられる。そのため、０．０１％以上含有させてもよい。ただし、多量に含有させると耐食性の低下を引き起こし、溶接性も損ねるため、Ｍｎ含有量は９．００％以下である。好ましくは７．０％以下、さらに好ましくは５．０％以下である。
（Ｐ：０．０２０～０．０５０％）
Ｐは溶接凝固過程においてセル・デンドライト樹間にミクロ偏析して固液共存温度域を拡大させるため、耐溶接凝固割れ性を著しく損ねる。そのため、Ｐ含有量は０．０５０％以下とする。しかしながら、上記のようにＰ含有量の低減は経済性を損ねる原因となるため、Ｐ含有量は０．０２０％以上とする。
Ｐは溶接凝固過程においてセル・デンドライト樹間にミクロ偏析して固液共存温度域を拡大させるため、耐溶接凝固割れ性を著しく損ねる。そのため、Ｐ含有量は０．０５０％以下とする。しかしながら、上記のようにＰ含有量の低減は経済性を損ねる原因となるため、Ｐ含有量は０．０２０％以上とする。
（Ｓ：０．００１０％以下）
Ｓは、Ｐと同様の理由で、耐溶接凝固割れ性を著しく損ねる。また、Ｎｄとの結合力が極めて強いためにＮｄ硫化物を形成し、Ｐのミクロ偏析の分散化に作用するＮｄ量を減少させる。したがって、Ｓ含有量は０．００１０％以下と制限する。好ましくは、０．０００５％以下とする。但し、Ｓ量の過度の低減は精錬コストの上昇を招くため下限は０．０００３％以上としてもよい。
Ｓは、Ｐと同様の理由で、耐溶接凝固割れ性を著しく損ねる。また、Ｎｄとの結合力が極めて強いためにＮｄ硫化物を形成し、Ｐのミクロ偏析の分散化に作用するＮｄ量を減少させる。したがって、Ｓ含有量は０．００１０％以下と制限する。好ましくは、０．０００５％以下とする。但し、Ｓ量の過度の低減は精錬コストの上昇を招くため下限は０．０００３％以上としてもよい。
（Ｎｉ：６．００～２５．００％）
Ｎｉはオーステナイト相の安定化のために重要な元素である。そのため、Ｎｉ含有量は６．００％以上とし、好ましくは１０．００％以上とする。しかし、Ｎｉを多量に含有させると材料コストの上昇を招き経済性を損ねる。またＮｉはＲＥＭとの低融点金属化合物を形成し、耐溶接凝固割れ性を低下させるおそれもあることから、Ｎｉ含有量は２５．００％以下とする。好ましくは、２２．００％以下である。
Ｎｉはオーステナイト相の安定化のために重要な元素である。そのため、Ｎｉ含有量は６．００％以上とし、好ましくは１０．００％以上とする。しかし、Ｎｉを多量に含有させると材料コストの上昇を招き経済性を損ねる。またＮｉはＲＥＭとの低融点金属化合物を形成し、耐溶接凝固割れ性を低下させるおそれもあることから、Ｎｉ含有量は２５．００％以下とする。好ましくは、２２．００％以下である。
（Ｃｒ：１８．００～２６．００％）
Ｃｒは、１８％Ｃｒ－８％Ｎｉオーステナイト系ステンレス鋼に代表されるようにステンレス鋼の耐食性を確保するために必須の元素であり、十分な耐食性を確保するためには１８．００％以上のＣｒ含有量が必要である。Ｃｒ含有量は、好ましくは２０．００％以上である。一方、Ｃｒ含有量が過剰に高くなるとオーステナイト相を安定化させるために必要なＮｉなどのオーステナイト安定化元素の含有量が高くなり、経済性を低下させる原因となる。したがって、Ｃｒ含有量は２６．００％以下とする。
Ｃｒは、１８％Ｃｒ－８％Ｎｉオーステナイト系ステンレス鋼に代表されるようにステンレス鋼の耐食性を確保するために必須の元素であり、十分な耐食性を確保するためには１８．００％以上のＣｒ含有量が必要である。Ｃｒ含有量は、好ましくは２０．００％以上である。一方、Ｃｒ含有量が過剰に高くなるとオーステナイト相を安定化させるために必要なＮｉなどのオーステナイト安定化元素の含有量が高くなり、経済性を低下させる原因となる。したがって、Ｃｒ含有量は２６．００％以下とする。
（Ａｌ：０．００１％～０．２００％）
Ａｌは、製鋼時に脱酸元素として作用して、鋼を清浄化する元素である。Ａｌ含有量が０．００１％未満では、鋼の清浄化を十分に達成できないため、Ａｌ含有量は０．００１％以上とする。一方、Ａｌ含有量が過度に高いと非金属介在物が多量に生成して加工性や靭性が低下する。加えて溶接溶け込み性を損ねるため、Ａｌ含有量は０．２００％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．１００％以下である。
Ａｌは、製鋼時に脱酸元素として作用して、鋼を清浄化する元素である。Ａｌ含有量が０．００１％未満では、鋼の清浄化を十分に達成できないため、Ａｌ含有量は０．００１％以上とする。一方、Ａｌ含有量が過度に高いと非金属介在物が多量に生成して加工性や靭性が低下する。加えて溶接溶け込み性を損ねるため、Ａｌ含有量は０．２００％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．１００％以下である。
（Ｃａ：０．０１００％以下）
Ｃａは、脱酸元素として作用するため、０．０００１％以上含有してもよい。しかし、０．０１００％を超えて含有させると熱間加工性が低下するとともに、溶接時にスラグスポット等が多発してビード外観を損ねる原因となる。このため、Ｃａ含有量は０．０１００％以下とする。なお、Ｃａ含有量は、０．００５０％以下が好ましい。
Ｃａは、脱酸元素として作用するため、０．０００１％以上含有してもよい。しかし、０．０１００％を超えて含有させると熱間加工性が低下するとともに、溶接時にスラグスポット等が多発してビード外観を損ねる原因となる。このため、Ｃａ含有量は０．０１００％以下とする。なお、Ｃａ含有量は、０．００５０％以下が好ましい。
（Ｍｇ：０．０１００％以下）
ＭｇはＣａと同様に脱酸元素として作用するため、０．０００１％以上含有してもよい。しかし、０．０１００％以上含有させるとＣａと同様に溶接時にスラグスポット等が多発してビード外観が損なわれる。したがって、Ｍｇ含有量は０．０１００％以下とする。なお、Ｍｇ含有量は、０．００５０％以下が好ましい。
ＭｇはＣａと同様に脱酸元素として作用するため、０．０００１％以上含有してもよい。しかし、０．０１００％以上含有させるとＣａと同様に溶接時にスラグスポット等が多発してビード外観が損なわれる。したがって、Ｍｇ含有量は０．０１００％以下とする。なお、Ｍｇ含有量は、０．００５０％以下が好ましい。
（Ｏ：０．０１００％以下）
ＯはＮｄとの結合力が極めて強く、Ｎｄ酸化物を形成してＰのミクロ偏析の分散に作用するＮｄ量を減少させる。したがって、Ｏ含有量の上限は０．０１００％と制限する。好ましくは０．００５０％以下とする。
ＯはＮｄとの結合力が極めて強く、Ｎｄ酸化物を形成してＰのミクロ偏析の分散に作用するＮｄ量を減少させる。したがって、Ｏ含有量の上限は０．０１００％と制限する。好ましくは０．００５０％以下とする。
（Ｎ：０．３０００％以下）
Ｎは強力なオーステナイト安定化元素であるとともに、固溶強化により強度を高め、耐食性も向上させる。そのため、Ｎ含有量は０．０１００％以上とすることが好ましい。ただし、Ｎを過剰に含有させると熱間加工性の低下をきたすことから、Ｎ含有量は０．３０００％以下とする。好ましくは０．２４００％以下とする。
Ｎは強力なオーステナイト安定化元素であるとともに、固溶強化により強度を高め、耐食性も向上させる。そのため、Ｎ含有量は０．０１００％以上とすることが好ましい。ただし、Ｎを過剰に含有させると熱間加工性の低下をきたすことから、Ｎ含有量は０．３０００％以下とする。好ましくは０．２４００％以下とする。
（Ｎｄ：０．３００％以下）
Ｎｄは本実施形態において重要な元素である。ＲＥＭの中でもミッシュメタルの主成分であるＬａ、Ｃｅの場合には、Ｎｉとの間で低融点金属間化合物を形成し、耐溶接凝固割れ性が著しく損なわれる場合がある。しかし、Ｎｄは、Ｐのミクロ偏析を微細なスポット状に分散させて、残留液相の形態を液滴状へと遷移させることで、耐溶接凝固割れ性を向上させることができる。しかしながら、０．３００％を超えて含有させると連続鋳造において溶鋼を注入するノズルが閉塞して製造性が著しく低下するため、Ｎｄの含有量を０．３００％以下とする。なお、本実施形態においては、汎用オーステナイト系ステンレス鋼ＳＵＳ３１０Ｓと同等以上に耐溶接凝固割れ性を高めるために、下記（１）式を満足するようにＮｄを含有させることが必要である。
Ｎｄは本実施形態において重要な元素である。ＲＥＭの中でもミッシュメタルの主成分であるＬａ、Ｃｅの場合には、Ｎｉとの間で低融点金属間化合物を形成し、耐溶接凝固割れ性が著しく損なわれる場合がある。しかし、Ｎｄは、Ｐのミクロ偏析を微細なスポット状に分散させて、残留液相の形態を液滴状へと遷移させることで、耐溶接凝固割れ性を向上させることができる。しかしながら、０．３００％を超えて含有させると連続鋳造において溶鋼を注入するノズルが閉塞して製造性が著しく低下するため、Ｎｄの含有量を０．３００％以下とする。なお、本実施形態においては、汎用オーステナイト系ステンレス鋼ＳＵＳ３１０Ｓと同等以上に耐溶接凝固割れ性を高めるために、下記（１）式を満足するようにＮｄを含有させることが必要である。
本発明者らが、Ｐのミクロ偏析形態を微細なスポット状に分散させるためのＮｄの適正量について調査したところ、Ｐ、ＳおよびＯの含有量と関係していることが分かり、下記（１）式で表される関係式を得た。このことから、本実施形態においては、Ｎｄ量は上記範囲内とし、かつ下記（１）式を満足するよう含有させることが重要であり、それにより、Ｐのミクロ偏析形態を前述のように制御でき、耐溶接凝固割れ性を向上させることができる。
Ｎｄ≧４．５×（Ｐ＋Ｓ）＋６×Ｏ－０．０２ ・・・（１）
ただし、（１）式中の元素記号は、その元素の鋼中での含有量（質量％）を示す。
ただし、（１）式中の元素記号は、その元素の鋼中での含有量（質量％）を示す。
以上が、本実施形態の完全オーステナイト系ステンレス鋼の基本となる化学組成であり、上述してきた元素以外（残部）は、Ｆｅ及び不純物からなるが、本実施形態では、更に、次のような元素を必要に応じて含有させることができる。よって、Ｂ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｔａ、Ｗ、Ｍｏ、Ｃｏ、Ｚｒ、Ｃｕ、Ｓｎ及びＳｂの含有量の下限は０％以上である。
なお、本実施形態における「不純物」とは、鋼を工業的に製造する際に鉱石やスクラップ等のような原料をはじめとして製造工程の種々の要因によって混入する成分であり、不可避的に混入する成分も含む。
なお、本実施形態における「不純物」とは、鋼を工業的に製造する際に鉱石やスクラップ等のような原料をはじめとして製造工程の種々の要因によって混入する成分であり、不可避的に混入する成分も含む。
本実施形態の完全オーステナイト系ステンレス鋼は、上記の基本の化学組成に加え、さらに、Ｂ：０．０００１～０．０１００％、Ｎｂ：０．００５～０．１０％、Ｔｉ：０．００１～０．２００％、Ｖ：０．０１～１．００％、Ｔａ：０．００１～０．２０％、Ｗ：０．０１％～０．５０％、Ｍｏ：０．０１～６．５０％、Ｃｏ：０．０１～１．００％、Ｚｒ：０．００１～０．１０％、Ｃｕ：０．０１～１．５０％、Ｓｎ：０．００１～０．３００％、Ｓｂ：０．００１～０．３００％のうち何れか１種または２種以上を含有してもよい。但し、本発明の技術特徴が奏する効果を阻害しない含有量の範囲で、選択的に含有させることができる。以下に限定理由を記載する。
（Ｂ：０．０００１～０．０１００％）
Ｂは、熱間加工性を改善するために使用する元素であり、安定した効果を得るために、含有させてもよい。しかしながら、過剰に含有させると、Ｂの化合物が析出し、熱間加工性を劣化させるので、Ｂ含有量は０．０１００％以下とし、Ｂ含有量は、０．００５０％以下であるのが好ましい。一方で、上記効果を得るためには、Ｂ含有量は０．０００１％以上であるのが好ましく、Ｂ含有量は０．０００２％以上であるのがより好ましい。
Ｂは、熱間加工性を改善するために使用する元素であり、安定した効果を得るために、含有させてもよい。しかしながら、過剰に含有させると、Ｂの化合物が析出し、熱間加工性を劣化させるので、Ｂ含有量は０．０１００％以下とし、Ｂ含有量は、０．００５０％以下であるのが好ましい。一方で、上記効果を得るためには、Ｂ含有量は０．０００１％以上であるのが好ましく、Ｂ含有量は０．０００２％以上であるのがより好ましい。
（Ｎｂ：０．００５～０．１０％）
（Ｔｉ：０．００１～０．２００％）
（Ｖ：０．０１～１．００％）
（Ｔａ：０．００１～０．２０％）
（Ｗ：０．０１～０．５０％）
Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｔａ、Ｗは炭窒化物を形成し、耐食性を改善する効果があるため、含有させてもよい。しかしながら、多量の含有は、耐食性の効果が飽和することから、Ｎｂ含有量は、０．１０％以下とし、Ｔｉ含有量は、０．２００％以下とする。また、Ｖ含有量は、１．００％以下とし、Ｔａ含有量は、０．２０％以下とし、Ｗ含有量は、０．５０％以下とする。一方で、上記効果を得るためには、Ｎｂ含有量は、０．００５％以上であるのが好ましく、Ｔｉ含有量は、０．００１％以上であるのが好ましく、Ｖ含有量は、０．０１％以上であるのが好ましい。また、Ｔａ含有量は、０．００１％以上であるのが好ましく、Ｗ含有量は、０．０１％以上であるのが好ましい。上記効果をより発揮させるためには、Ｎｂ含有量は、０．０５％以上であるのがより好ましく、Ｔｉ含有量は、０．０５％以上であるのがより好ましく、Ｖ含有量は、０．０５％以上であるのがより好ましい。また、Ｔａ含有量は、０．０５％以上であるのがより好ましく、Ｗ含有量は、０．０５％以上であるのがより好ましい。
（Ｔｉ：０．００１～０．２００％）
（Ｖ：０．０１～１．００％）
（Ｔａ：０．００１～０．２０％）
（Ｗ：０．０１～０．５０％）
Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｔａ、Ｗは炭窒化物を形成し、耐食性を改善する効果があるため、含有させてもよい。しかしながら、多量の含有は、耐食性の効果が飽和することから、Ｎｂ含有量は、０．１０％以下とし、Ｔｉ含有量は、０．２００％以下とする。また、Ｖ含有量は、１．００％以下とし、Ｔａ含有量は、０．２０％以下とし、Ｗ含有量は、０．５０％以下とする。一方で、上記効果を得るためには、Ｎｂ含有量は、０．００５％以上であるのが好ましく、Ｔｉ含有量は、０．００１％以上であるのが好ましく、Ｖ含有量は、０．０１％以上であるのが好ましい。また、Ｔａ含有量は、０．００１％以上であるのが好ましく、Ｗ含有量は、０．０１％以上であるのが好ましい。上記効果をより発揮させるためには、Ｎｂ含有量は、０．０５％以上であるのがより好ましく、Ｔｉ含有量は、０．０５％以上であるのがより好ましく、Ｖ含有量は、０．０５％以上であるのがより好ましい。また、Ｔａ含有量は、０．０５％以上であるのがより好ましく、Ｗ含有量は、０．０５％以上であるのがより好ましい。
（Ｍｏ：０．０１～６．５０％）
Ｍｏは、Ｃｒと同様に耐食性を向上させるために有効な元素であり、含有させてもよい。その場合には、０．０１％以上含有することが好ましく、２．００％以上含有することがより好ましい。ただし、Ｍｏを多量に含有させるとオーステナイト相を不安定化してσ相の生成を引き起こすとともに、熱間加工性や経済性を損ねるため、Ｍｏ含有量は６．５０％以下とする。好ましくは６．００％以下である。
Ｍｏは、Ｃｒと同様に耐食性を向上させるために有効な元素であり、含有させてもよい。その場合には、０．０１％以上含有することが好ましく、２．００％以上含有することがより好ましい。ただし、Ｍｏを多量に含有させるとオーステナイト相を不安定化してσ相の生成を引き起こすとともに、熱間加工性や経済性を損ねるため、Ｍｏ含有量は６．５０％以下とする。好ましくは６．００％以下である。
（Ｃｏ：０．０１～１．００％）
Ｃｏは、金属組織を安定化させ、高温強度を向上させる効果があるため含有させてもよい。しかしながら、過剰に含有させるとその効果が飽和するため、Ｃｏ含有量は１．００％以下とし、Ｃｏ含有量は、０．６０％以下であるのが好ましい。一方で、上記効果を得るためには、Ｃｏ含有量は、０．０１％以上であるのが好ましく、０．０５％以上であるのがより好ましい。
Ｃｏは、金属組織を安定化させ、高温強度を向上させる効果があるため含有させてもよい。しかしながら、過剰に含有させるとその効果が飽和するため、Ｃｏ含有量は１．００％以下とし、Ｃｏ含有量は、０．６０％以下であるのが好ましい。一方で、上記効果を得るためには、Ｃｏ含有量は、０．０１％以上であるのが好ましく、０．０５％以上であるのがより好ましい。
（Ｚｒ：０．００１～０．１０％）
Ｚｒは、強度を向上させる効果があるので、含有させてもよい。しかしながら、多量の含有は靭性を低下させるため、Ｚｒ含有量は、０．１０％以下とする。一方で、強度効果を十分に得るためには、Ｚｒ含有量は、０．００１％以上であるのが好ましい。
Ｚｒは、強度を向上させる効果があるので、含有させてもよい。しかしながら、多量の含有は靭性を低下させるため、Ｚｒ含有量は、０．１０％以下とする。一方で、強度効果を十分に得るためには、Ｚｒ含有量は、０．００１％以上であるのが好ましい。
（Ｃｕ：０．０１～１．５０％）
Ｃｕは、耐食性を向上させるため、含有させてもよい。しかしながら、１．５０％を超えて含有させても、その効果は飽和するため、Ｃｕ含有量は、１．５０％以下とする。一方で、上記効果を得るためには、Ｃｕ含有量は、０．０１％以上であるのが好ましく、０．１％以上であるのがより好ましい。
Ｃｕは、耐食性を向上させるため、含有させてもよい。しかしながら、１．５０％を超えて含有させても、その効果は飽和するため、Ｃｕ含有量は、１．５０％以下とする。一方で、上記効果を得るためには、Ｃｕ含有量は、０．０１％以上であるのが好ましく、０．１％以上であるのがより好ましい。
（Ｓｎ：０．００１～０．３００％）
（Ｓｂ：０．００１～０．３００％）
Ｓｎ、Ｓｂは、耐食性および溶接溶け込み性を向上するため、含有させてもよい。しかしながら、０．３００％を超えて含有させると、製造性を劣化させるため、Ｓｎ、Ｓｂともに含有量は０．３００％以下とし、０．１００％以下であるのが好ましい。一方で、上記効果を得るためには、Ｓｎ、Ｓｂ含有量は、０．００１％以上であるのが好ましく、Ｓｎ含有量は、０．００５％以上であるのがより好ましい。
（Ｓｂ：０．００１～０．３００％）
Ｓｎ、Ｓｂは、耐食性および溶接溶け込み性を向上するため、含有させてもよい。しかしながら、０．３００％を超えて含有させると、製造性を劣化させるため、Ｓｎ、Ｓｂともに含有量は０．３００％以下とし、０．１００％以下であるのが好ましい。一方で、上記効果を得るためには、Ｓｎ、Ｓｂ含有量は、０．００１％以上であるのが好ましく、Ｓｎ含有量は、０．００５％以上であるのがより好ましい。
本実施形態に係る完全オーステナイト系ステンレス鋼は、上述してきた元素以外は、Ｆｅ及び不純物（不可避的不純物を含む）からなるが、以上説明した各元素の他にも、本発明の効果を損なわない範囲で含有させることが出来る。一般的な不純物元素である前述のＰ、Ｓを始め、Ｂｉ、Ｓｅ等は可能な限り低減することが好ましい。一方、これらの元素は、本発明の課題を解決する限度において、その含有割合が制御され、必要に応じて、Ｂｉ≦１００ｐｐｍ、Ｓｅ≦１００ｐｐｍの１種以上を含有してもよい。また、Ｌａ、Ｃｅは上述してきたように低融点金属間化合物を形成し溶接凝固割れを誘発する元素であるため、その含有量は可能な限り低減することとし、０％でもよい。ただし、本発明の効果を損なわない範囲内であれば含有していてもよく、その許容限界はＬａ＜０．０２％、Ｃｅ＜０．０２％である。すなわち、Ｌａ、Ｃｅは不純物として混入されていてもよいが、その際の上限値はそれぞれＬａ：０．０２％未満、Ｃｅ：０．０２％未満である。
本実施形態の完全オーステナイト系ステンレス鋼によれば、Ｎｄを含み、かつ所定の関係式を満足する成分系とすることによって、固相線温度の低下を招くＰのミクロ偏析の偏析形態をスポット状かつ分散化させることができる。その結果、残留液相の形態が液膜状から液滴状へと遷移し、セルもしくはデンドライト同士の結合箇所が増大して十分に架橋されるため、引張ひずみが作用した場合でも溶接凝固割れを安定して抑制することができる。
なお、本実施形態の完全オーステナイト系ステンレス鋼の製造方法は特に限定することなく、本発明の効果を損なわない範囲で適宜決定してよい。例えば、前述の化学組成を有する鋼塊を溶製した後、鋳造ままあるいは鍛造や分解圧延により、例えばビレットとし、その後、熱間押出しや熱間鍛造、熱間圧延等の熱間加工を行ってよい。また熱間加工後、適宜、熱処理を行ってもよく、必要に応じて冷間加工を加えてもよい。
実施例に基づいて、本発明をより詳細に説明する。
なお本実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、以下の実施例で用いた条件に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
また、下記にて示す表中の下線が、本発明の範囲から外れているものを示す。
なお本実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、以下の実施例で用いた条件に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
また、下記にて示す表中の下線が、本発明の範囲から外れているものを示す。
真空溶解炉にて合金原料を溶解し、表１に示す化学組成を有する５０ｋｇのステンレス鋼塊を作製した。その後、熱間鍛造、熱間圧延を施し、さらに１１００℃×３０ｍｉｎの固溶化熱処理を実施し、縦１００ｍｍ、横１００ｍｍ、厚さ４ｍｍの試験片を作製して、以下の各試験に供した。
なお、Ｌａ、Ｃｅにおける「-」との表記は、上述した許容限界未満（Ｌａ：０．０２％未満、Ｃｅ：０．０２％未満）であったことを示す。
なお、Ｌａ、Ｃｅにおける「-」との表記は、上述した許容限界未満（Ｌａ：０．０２％未満、Ｃｅ：０．０２％未満）であったことを示す。
耐溶接凝固割れ性は、ＴＩＧ溶接法を用いたトランスバレストレイン試験により評価した。
ここで、トランスバレストレイン試験とは、溶接割れ性評価試験の１つであり、溶接を行いながら歪みをかけることによって溶接割れを再現し、発生した割れ等を観察、測定して耐溶接凝固割れ性を評価する試験である。
本実施例では、このトランスバレストレイン試験を、溶接電流１００Ａ、溶接電圧１２Ｖ、溶接速度１０ｃｍ／ｍｉｎ、付加ひずみ４％として３回実施した。なお溶接を開始し、溶融池が試験片の中心に達した際にひずみを付与した。試験後、溶接金属中における最大割れ長さをそれぞれ測定し、平均値を各鋼Ｎｏ．の「最大割れ長さ」とした。なお、耐溶接凝固割れ性については、同試験における汎用オーステナイト系ステンレス鋼ＳＵＳ３１０Ｓにおける最大割れ長さ０．４５ｍｍ以下を合格と判定した。
ここで、トランスバレストレイン試験とは、溶接割れ性評価試験の１つであり、溶接を行いながら歪みをかけることによって溶接割れを再現し、発生した割れ等を観察、測定して耐溶接凝固割れ性を評価する試験である。
本実施例では、このトランスバレストレイン試験を、溶接電流１００Ａ、溶接電圧１２Ｖ、溶接速度１０ｃｍ／ｍｉｎ、付加ひずみ４％として３回実施した。なお溶接を開始し、溶融池が試験片の中心に達した際にひずみを付与した。試験後、溶接金属中における最大割れ長さをそれぞれ測定し、平均値を各鋼Ｎｏ．の「最大割れ長さ」とした。なお、耐溶接凝固割れ性については、同試験における汎用オーステナイト系ステンレス鋼ＳＵＳ３１０Ｓにおける最大割れ長さ０．４５ｍｍ以下を合格と判定した。
次に、溶接凝固過程におけるＰのミクロ偏析を調査するため、鋼Ｎｏ．３（発明鋼）および鋼Ｎｏ．１１（比較例）の試験片を用いて液体Ｓｎ急冷試験を実施した。この液体Ｓｎ急冷試験は、ＴＩＧ溶接中の試験片を、約３００℃の液体Ｓｎに向かって落下させて急冷し、凝固組織およびミクロ偏析を凍結させる試験法である。液体Ｓｎ急冷試験では、高温における溶接部領域の組織状態を凍結できるため、冷却過程における凝固形態やミクロ偏析の形態を推察することができる。
本実施例では、この液体Ｓｎ急冷試験を実施するにあたり、まずＴＩＧ溶接を、トランスバレストレイン試験と同様に、溶接電流１００Ａ、溶接電圧１２Ｖ、溶接速度１０ｃｍ／ｍｉｎで行い、試験片の中央に溶融池が達した時点で、液体Ｓｎに向かって試験片を落下させた。その後、溶融池境界から約０．３ｍｍ低温側に離れた領域（急冷時に固液共存温度域であったと考えられる領域）において、ＦＥ－ＥＰＭＡによりＰのミクロ偏析を測定した。なお、ＦＥ－ＥＰＭＡの測定は加速電圧１５ｋＶで行い、測定領域２００μｍ×２００μｍ、測定間隔０．４μｍとした。
本実施例では、この液体Ｓｎ急冷試験を実施するにあたり、まずＴＩＧ溶接を、トランスバレストレイン試験と同様に、溶接電流１００Ａ、溶接電圧１２Ｖ、溶接速度１０ｃｍ／ｍｉｎで行い、試験片の中央に溶融池が達した時点で、液体Ｓｎに向かって試験片を落下させた。その後、溶融池境界から約０．３ｍｍ低温側に離れた領域（急冷時に固液共存温度域であったと考えられる領域）において、ＦＥ－ＥＰＭＡによりＰのミクロ偏析を測定した。なお、ＦＥ－ＥＰＭＡの測定は加速電圧１５ｋＶで行い、測定領域２００μｍ×２００μｍ、測定間隔０．４μｍとした。
表１に、発明鋼および比較鋼における化学組成とあわせて、（１）式の右辺の計算値、トランスバレストレイン試験における最大割れ長さを示す。
鋼Ｎｏ．１～１０（発明鋼）はいずれも（１）式を満たすＮｄ含有量となっており、最大割れ長さは合格基準である０．４５ｍｍ以下となっている。すなわち、汎用オーステナイト系ステンレス鋼ＳＵＳ３１０Ｓと同等以上の耐溶接凝固割れ性を有していることが示された。また、鋼Ｎｏ．３、５（発明鋼）のように比較的多量にＮｄを含有させた場合にも、優れた耐溶接凝固割れ性を示しており、Ｎｄが耐溶接凝固割れ性を向上するために最適なＲＥＭであることが実証された。
一方、鋼Ｎｏ．１１（比較鋼）ではＮｄを含有していない。また、鋼Ｎｏ．１２～１４（比較鋼）ではＮｄ単独添加を行っているものの（１）式を満たすＮｄ含有量となっていない。そのため、鋼Ｎｏ．１２～１４（比較鋼）いずれの鋼種においても合格基準である最大割れ長さ０．４５ｍｍ以下を達成できていない。また、鋼Ｎｏ．１５、１６（比較鋼）の結果から、Ｌａ、Ｃｅを含有する場合には耐溶接凝固割れ性が損なわれることが実証された。さらに、鋼Ｎｏ．１７（比較鋼）の結果から、Ｎｄ、Ｌａ、Ｃｅの複合添加においても耐溶接凝固割れ性が損なわれ、Ｎｄの単独添加が必須であることが実証された。
図１は、鋼Ｎｏ．３（発明鋼）の液体Ｓｎ急冷試験後の試験片において、溶融池から約０．３ｍｍ低温側に離れた溶接金属についてのＦＥ－ＥＰＭＡによるＰ濃度マッピング結果を示す図である。図１に示すように、Ｐのミクロ偏析はスポット状に分散しており、高固相率の領域における残留液相の形態が液滴状であったことを示していると推定される。これによって、セルやデンドライト同士が十分に架橋され、耐溶接凝固割れ性が向上したと考えられる。
図２は、鋼Ｎｏ．１１（比較鋼）の液体Ｓｎ急冷試験後の試験片において、溶融池から約０．３ｍｍ低温側に離れた溶接金属についてのＦＥ－ＥＰＭＡによるＰ濃度マッピング結果を示す図である。図２に示すように、セルやデンドライト樹間にはＰがライン状に濃化しており、高固相率の領域における残留液相の形態が膜状であったことを示していると推測される。このような場合、セルやデンドライト同士は離間しておりほとんど架橋しておらず、凝固収縮や熱収縮に伴う引張ひずみが作用した場合には溶接凝固割れが発生すると考えられる。
以上より、発明鋼ではＮｄを単独添加することにより、耐溶接凝固割れ性が損なわれることなく、汎用オーステナイト系ステンレス鋼ＳＵＳ３１０Ｓと同等以上の耐溶接凝固割れ性を有することが確認された。
本発明に係る完全オーステナイト系ステンレス鋼は耐溶接凝固割れ性に優れる上に、原料選択によりＰ含有量を低減する必要がないため経済性にも優れる。したがって、耐熱鋼、高耐食合金、耐水素材料、非磁性鋼などの様々な完全オーステナイト系ステンレス鋼において広範囲に利用できる。
Claims (2)
- 質量％で、
Ｃ：０．００５～０．０６０％、
Ｓｉ：１．００％以下、
Ｍｎ：９．００％以下、
Ｐ：０．０２０～０．０５０％、
Ｓ：０．００１０％以下、
Ｎｉ：６．００～２５．００％、
Ｃｒ：１８．００～２６．００％、
Ａｌ：０．００１～０．２００％、
Ｃａ：０．０１００％以下、
Ｍｇ：０．０１００％以下、
Ｏ：０．０１００％以下、
Ｎ：０．３０００％以下、
Ｎｄ：０．３００％以下、
Ｂ：０～０．０１００％、
Ｎｂ：０～０．１０％、
Ｔｉ：０～０．２００％、
Ｖ：０～１．００％、
Ｔａ：０～０．２０％、
Ｗ：０～０．５０％、
Ｍｏ：０～６．５０％、
Ｃｏ：０～１．００％、
Ｚｒ：０～０．１０％、
Ｃｕ：０～１．５０％、
Ｓｎ：０～０．３００％、
Ｓｂ：０～０．３００％
を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、かつ下記（１）式を満足することを特徴とする完全オーステナイト系ステンレス鋼。
Ｎｄ≧４．５×（Ｐ＋Ｓ）＋６×Ｏ－０．０２ ・・・（１）
なお、（１）式中の元素記号は、その元素の鋼中での含有量（質量％）を示す。 - 質量％で、
Ｂ：０．０００１～０．０１００％、
Ｎｂ：０．００５～０．１０％、
Ｔｉ：０．００１～０．２００％、
Ｖ：０．０１～１．００％、
Ｔａ：０．００１～０．２０％、
Ｗ：０．０１～０．５０％、
Ｍｏ：０．０１～６．５０％、
Ｃｏ：０．０１～１．００％、
Ｚｒ：０．００１～０．１００％、
Ｃｕ：０．０１～１．５０％、
Ｓｎ：０．００１～０．３００％、
Ｓｂ：０．００１～０．３００％
の１種または２種以上を含むことを特徴とする請求項１に記載の完全オーステナイト系ステンレス鋼。
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