JPH02115348A - 熱間加工性の優れた高ａ１オーステナイト系耐熱鋼 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は高温で優れた耐酸化性、耐高温腐食性を有し、
かつ熱間加工性の良好な高Ａｌオーステナイト系耐熱鋼
に関する。

〔従来の技術〕

合金中にＡｌを添加し、高温酸化性雰囲気中で表面に＾
１２０．を主体とする酸化皮膜を形成させると、非常に
優れた耐酸化性を示すことが知られており、例えば、Ｆ
ｅ−Ｃｒ−Ａｌ合金鋼は、電熱線あるいは燃焼器具用部
材等、１２００℃程度までの雰囲気に曝される部材の材
料として使用されている。

しかし上記鋼種は、フェライト相であるため高温での強
度が根本的に低く、高温での強度を必要とする部位には
使用できず適用範囲が限られていた。

一方、Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｒ、あるいはＮｉ−Ｃｒ等のオー
ステナイト系耐熱鋼は、高温強度、常温での機械的性質
が優れているため、高温部材として御飯的に使用されて
きたが、これら鋼種は、高温で表面にＣｒ２０ｎを形成
し、この皮膜によって耐酸化性を良好に維持しているた
め皮膜がＣｒＯ＊とじて蒸発を始める１０００−１１０
０℃以上では、急激に耐酸化性が劣化する。また酸化皮
膜の耐スポーリング性も悪く、断続加熱やエロージョン
を受ける場合は酸化による材料のやせ細りの傾向が大き
い。

このオーステナイト系耐熱鋼の欠点を改善するために上
記鋼種にＡｔ’を添加する試みは、現在まで多く行われ
てきた。しかしｌの添加量が少ないと合金表面に屓２０
３の酸化皮膜が形成されず、スピネル系のＦｅ、Ｎｉ、
Ｃｒの酸化膜が主体となる。この酸化膜はポーラスで酸
素や窒素を比較的透過しやすいため酸化膜直下のマトリ
ックスの酸化速度は大きく、さらにその下に八ＮＮが角
状に析出し、ＡＩが消費されるため添加の効果は少ない
。

オーステナイト系の合金表面に均一な＾１２０３の皮膜
を形成させ、優れた耐酸化性を発揮させるためには合金
中に重量パーセントで最低４．０％以上添加しなければ
ならない。このことは例えば、特公昭５５−４３４９８
等に記載されている。

しかしＡｌをオーステナイト鋼中に添加すると急激に熱
間加工性が劣化し、熱間圧延、熱間鍛造、熱間押し出し
等の加工時に激しい割れを生じ、さらには加工不可能と
なる場合も発生する。この割れは表面近傍の粒界で発生
し、粒界に沿って伝播し大きな割れに発展する。これは
オーステナイト相中にＡｌが固溶することによって、熱
間での粒内変形抵抗が著しく上昇し、相対的に粒界強度
が低下し割れ感受性が増大したことと、凝固中あるいは
熱間変形中にＮｉＡｌ系の金属間化合物が粒内および粒
界に析出したために粒界の延性が低下するためである。

この高濃度Ａｌを含有するオーステナイトステンレス鋼
の熱間加工性を向上させるために、特公昭５５−４３４
９８、特公昭５６−１１３０２では、従来のステンレス
鋼での考え方を踏襲して、凝固時オーステナイト相中に
若干デルタフェライトを析出することにより、またはＬ
ａ、Ｃｅ等の希土類元素を添加することにより、熱間加
工性が向上することを記載しているが、高Ａｌオーステ
ナイトステンレス鋼は上記の如く、従来のステンレス鋼
に比べ根本的に熱間での割れ感受性が高く、デルタフェ
ライトの析出、あるいは単なる希土類元素の添加だけで
は、十分な熱間加工性を得ることはできず、厳密に熱間
加工性を劣化させる不純物元素の濃度を制御しなければ
、熱間での加工中に生じる割れを防止することは出来な
い。また特開昭６０−２６２９４５では１０００℃以上
、１２００℃以下の温度範囲で熱間圧延することを提唱
しているが、Ｉｆ不純物濃度を正確に制御しなければ、
熱延方法を工夫しても、熱間圧延初期に耳割れ、疵等が
多数発生し十分な効果があるとは言えない。

〔発明が解決しようとする課題〕

本発明は、耐酸化性が優れ、かつ熱間加工性の良好な高
Ａｌオーステナイト系耐熱鋼を提供することを目的とす
るもので°ある。

〔課題を解決するための手段〕

以下に本発明の構成成分について説明する。本発明の第
一の発明は Ｃ’　０．２〜０．０１％、Ｓｉ　　１％以下、Ｍｎ　
２％以゛１・、Ｎｉ　１５〜２５％、Ｃｒ　１２〜２５
％、Ａｌ４％超６％以下、 を含み、更にＣａ、ＹまたはＲＥＭの１種あるいは２種
以上を下記（１）式で示された範囲を満足するように含
有させ、残部はＦｅ及び不可避的不純物からなるもので
ある。

式中のＲＥＭとはＬａ、Ｃｅ等の希土類元素を意味する
。

（以下、ＲＥＭと称する。） ５０＜（Ｓ）＋（Ｏ）　　０．８Ｘ（Ｃａ）−０，２Ｘ
（Ｙ）−０，１ｘ（ＲＥＭ）＜３０　　　　　　　　（
単位：　ｐｐｍ）　　・（１）すなわち、上記発明の特
徴はＡＩを上記成分範囲含有するオーステナイト鋼に、
上記（１）式を満足するようＣａ、Ｙ、ＲＥＭの１種又
は２種以上を添加することによって、熱間加工性を改善
したことにある。

通常のオーステナイト系ステンレス鋼または超き金にＣ
ａ　、　ＲＥ　Ｍ等を添加することにより、高温で生じ
る酸化皮膜の密着性を向上し耐熱性を改善すると同時に
、熱間加工性も向上することは公知の事実である。これ
は粒界に偏析し粒界の延性を低下させるＳおよびＯを精
練の段階で低減させるとともに、鋼塊中に残存するこれ
ら元素と強く結合し固定するため、不安定に粒界に偏析
し粒界強度を下げることを抑制するためである。

Ａｌを重量パーセントで４％超６％以下含有するオース
テナイＩ・系耐熱鋼においても不純物ＳとＯの含有量に
よって熱間加工性は変化するが、通常のステンレス鋼よ
り敏感である。従って鋼中のＳと○の含有量を可能な限
り低減するとともに、Ｓと０を低減、固定するＣａ、Ｙ
、ＲＥＭを添加する必要がある。しかもＣａ、Ｙ　、Ｒ
ＥＭ　を無添加で、熱間加工割れの生じないＳおよび０
含有量を安定的に実現することは工業上難しく、コスト
も上昇するためＣａ、Ｙ　、ＲＥＭの添加は工業上必須
と考えて良い。

このように、Ｃａ、Ｙ　、ＲＥＭは、高Ａｌオーステナ
イト系耐熱鋼の熱間加工性を向上させる重要な添加元素
であり、溶鋼中のＳ、Ｏの除去のみならず、冷却中粒界
に贋折するＳ、Ｏを固定し、熱間加工性が劣化するのを
抑制するのに最も有効な元素である。

ところが、高Ａｔオーステナイト系耐熱鋼において、Ｃ
ａ、Ｙ　、ＲＥＭ等を加えても熱間加工性を必ずしも満
足しない場合があることが分った。

本発明者等はこの原因について追求したところ、上記元
素の添加量が過剰の場合でもがえって熱間加工性が劣化
し、Ｓ、０量に関連して適正な範囲があることが分った
。

即ち、本発明の成分範囲のオーステナイト系耐熱鋼にお
いては、根本的に熱間での割れ怒受性が高いために、粒
界に偏析し延性を低下させる元素を厳密に抑制しなけれ
ばならないがらである。

つまりＳおよびＱ含有量に対してＣａ、Ｙ。

ＲＥＭの添加量が不足しても急激に熱間加工性が劣化す
るとともに、ＳおよびＯ含有量に対して過剰に添加して
も熱間加工性は急激に劣化する。これはＣａ、Ｙ　、Ｒ
ＥＭは原子半径が大きく、鋼中に殆ど固溶しないため、
過剰に添加されたこれらの原子は不安定な状態で粒界に
偏析し、粒界の延性を低下させるためと考えられる。つ
まり過剰なＣａ、Ｙ、ＲＥＭが熱間加工性に悪影響を及
ぼす不純物元素として作用するのである。従ってＳおよ
び０含有量に関係してＣａ、Ｙ、ＲＥＭの添加量の上限
が決定するのである。

即ち、上記（１）式において、Ｓおよび０の含有量とＣ
ａ、Ｙ　、ＲＥＭの含有量の差の値が３０ｐｐｍ超であ
ると、ＳおよびＯに対しＣａ、Ｙ、ＲＥＭの含有量が少
なくなり過ぎてその添加効果を減少し、固定されないＳ
およびＯの影響により急激に熱間加工は劣化する。

従って、この添加不足を防止するため、前記（１）式の
上限を３０ｐｐｍに限定した。

一方、両者の差が一５０ｐｐｍ超となるような過剰な添
加を行うと、耐酸化性は更に向上するが、粒界部に不安
定なＣａ、Ｙ、ＲＥＭが偏析し、粒界延性を低下させる
ため逆に熱間加工性を悪化させる。この過剰添加を防止
するために前記（１）式の下限を−５０に限定した。以
上の関係を示したのが第１図である。即ち第１図は前記
（１）式と熱間衝撃平均評点の関係を示したもので、耳
割れ等を発生せずに通常の熱間加工を可能にするために
は熱間衝撃平均評点を２以下にしなければならず、この
条件を満たすため（１）式の上限を３０、下限を−５０
とした。連続熱間圧延のように圧下率あるいは歪速度が
大きい等、厳しい熱間加工を行う場合は第１図で熱間衝
撃平均評点が１以下となる範囲が望ましい。

なお、有害なＳ、ｏを固定するために有効な添加範囲は
、Ｃａ　：　５〜１５０ｐｐ３　Ｙ　：　１０〜７５０
ｐｐｍ、ＲＥ　Ｍ　：　５０ｐｐｍ〜１５０ｐｐｍであ
り、上記（１）式中の各元素にかきる係数は、本発明の
成分範囲内で夫々の元素の含有量を変化させた鋼塊の熱
間加工性を評価し、各元素の効果が等しくなるように実
験的に求めたものである。

また、Ｓおよび０は熱間加工性の点から、極力低い方が
望ましく、本鋼種のようにＡＰを多く含有する鋼ではＳ
および０の含有量に敏感に影響される。これは凝固時あ
るいは冷却時にＳおよび０が粒界に偏析し、粒界の延性
を低下させるためで、本鋼種は高温での粒内の変形抵抗
が従来のステンレス鋼に比べ高く、粒界割れが発生しや
すくなる。

一方、上述のようにＣａ、Ｙ、ＲＥＭの添加量も効果の
ある範囲でできるだけ低減する方がよい。

従って（Ｓ）＋（○）の値を１１００ｐｐ以下に抑制す
ることが望ましい。

本発明の第二の発明は前記第一の発明に加え、上記成分
範囲において著しく熱間加工性を害するＭｇの許容量を
１１００ｐｐに制限したことを特徴とする。

従来の汎用ステンレス鋼あるいは超合金においては、Ｍ
ｇ添加は熱間加工性を向上させる効果を有するが、ＡＩ
を重量パーセントで４．０超６％以下含有するオーステ
ナイトステンレス鋼においては、添加効果はなく、逆に
熱間加工性を劣化させる傾向が強く、許容される含有量
が非常に低いことを本発明者は見出し、その許容量を明
確にした。

高濃度ＡＩを含有するオーステナイト鋼がＭｇ不純物に
よって、熱間加工性が劣化するのは、オーステナイト相
中に殆ど固溶しないＭｇがＡｌとともに粒界に高濃度濃
縮し粒界延性を低下させるためである。ＡＩを含有しな
いオーステナイト鋼においては、Ｍｇ不純物は溶鋼中に
ほとんど混入せず、凝固後に鋼中に残存するＭｇ不純物
は極めて低い。しかし高濃度Ａｌを含有するオーステナ
イト鋼においては、ＡＩの原料、あるいは鋼中のＡｌが
炉材またはスラグ中のＭｇＯを還元して溶鋼、中に侵入
してくる可能性は十分にある。つまり工業用ＡＩ原料中
には不純物として数百ｐｐｍ含有することは一般的であ
り、またＭｇはＡＩに添加する合金元素であるため、再
生ＡＩ原料を使用した場合はさらに高濃度のＭｇ不純物
を含むことも考えられる。また溶鋼温度である１５００
℃付近ではＡｌ２Ｏ，とＭｇＯの熱力学的安定度がほぼ
同じであるため、次の平衡式が成り立ち、ＭｇＯを含む
レンガあるいはスラグを溶鋼中のＡｌが還元し溶鋼中に
混入してくる。

３８ｇ０　＋　２１！ヰ　Ａｌ２Ｏ＊　＋　３Ｍｇしか
も原料あるいは炉材、スラグより混入してきたＭｇ不純
物は熱力学的平衡を保っているため、溶鋼中に安定的に
存在する。しかしＭｇはオーステナイト固相中に殆ど固
溶しないため凝固中に粒界あるいはＮ１＾ｌ系の金Ｎ間
ｆヒ金物中にｆｔＷＪ’Ｉ、、熱間加工性を劣化させる
原因となる。従ってＭｇの許容量を決定することは、Ａ
Ｉを重量パーセントで４％超６％以下含有するオーステ
ナイトステンレス鋼の熱間加工性を確保し、製造可１ｍ
にするために重要である。

第２図は、Ｍｇの含有量と熱間衝撃平均評点の関係を示
したものである。この図からＭｇの含有量が１１００ｐ
ｐを越えると熱間加工が困難になることが判る。熱延で
の微小な耳割れ、疵等を防ぐには、Ｍｇの含有量を５０
９ｐｍに抑制し熱間衝撃平均評点を１以下にすることが
望ましい。

本発明の第三の発明は第一、第二の発明に加え、上記成
分範囲において著しく熱間加工性を害するｐｂおよびＢ
ｉの含有量を各々１０ｐｐｍ以下、５ｐｐｍ以下に厳し
く抑制することを特徴とする。

Ｐｂ、Ｂｉは通常のオーステナイトステンレス鋼におい
ても熱間加工性を害する元素であるが、Ａｌを重量パー
セントで４％超６％以下含有するオーステナイト系耐熱
鋼においては非常に敏感である。

これら元素は鋼中には殆ど固溶せず、粒界に偏析し粒界
の延性を著しく低下させる。本発明鋼は熱間での割れ怒
受性が本来高く、割れを防止するためには、ｐｂおよび
Ｂｉの含有Ｉを各々１０ｐｐｍ以下、５　ｐｐａ＋以下
に厳しく制限しなければならない。この許容量は従来の
ステンレス鋼に比較し、非常に厳しい値である。Ｐｂ不
純物は原料となる工業用鉄合金台まれ、その濃度は数十
ｐｐｍが普通である。また再生ＡＩ原料中にも数十ｐｐ
ｍ以上含まれる場合がある。またＢｉについてもｐｂに
比べその含有量の低いものの工業用鉄合金中に不可避的
に含まれる不純物である。従ってこれら元素の積極的な
低減を行わないと上記許容量以下に常に抑えることは不
可能である。ｐｂおよびＢｉの低減はまず、これら元素
の少ない原料を厳密に選択することと、減圧上雰囲気で
の精練が有効である このように、不純物として鋼中に混入してくるＰｂ、Ｂ
ｉは本発明鋼の熱間加工性を極端に劣化させる。第３図
は、Ｐｂ、Ｂｉの含有量と熱間衝撃平均評点の関係を示
したものである。この図からＰｂおよびＢｉの許容量は
各々１０ｐｐｍ　、　５ｐｐｍとなることが判る。熱延
での微小な耳割れ、疵等を防ぐには、ｐｂおよびＢｉ　
を各々５１）ｐｍ　、　３　ｐｐｍ以下に抑制し熱間衝
撃平均評点を１以下にすることが望ましい。

次に、本発明の成分範囲で凝固時に生成するデルタフェ
ライトについて説明する。

デルタフェライト相はオーステナイト相より八〇を多く
含有するため、オーステナイト相中のＡｌ濃度が低下し
、冷却時に粒界あるいは粒内にＮ　ｉ　−Ａ　Ｉ系の金
属間化合物が析出するのを遅らせる。またＳ、○等の不
純物を吸収する効果も有するため、圧下率あるいは歪速
度の大きい、より厳しい熱間加工においても耳割れ等が
生じない。さらに溶接時の高温割れを抑制する効果もあ
る。しかしデルタフェライト相を１０％以上析出させる
と冷間での加工性あるいは高温強度が劣化するため、析
出量は１０％未満とすることが望ましい。

なお、この析出量は市販のフェライトメーターを用いて
実測した値である。′ａ固時に析出するデルタフェライ
ト量は、化学組成から下記に示す式にて推測できる。但
しその適用範囲は特許請求の範囲に記載された成分範囲
である。

δ−Ｆｅｒｒ（％）＝３Ｘ（Ｃｒ＋１．５×Ｓｉ＋８×
Ａｌ−２４．７）−２，８ｘ　（Ｎｉ＋０．５×Ｍｎ＋
３０×Ｃ＋１６．５×Ｎ）−１９，８（各成分の単位は
重量％）・・・　（２）（２）式で求めたδ−Ｆｅｒｒ
（％）が１０％未満であれば、実際の凝固時に析出する
デルタフェライトの実測値は１０％未満となる。しかし
く２）式で０％以下であっても一１５％超であれば実際
の凝固時にはデルタフェライト相を析出するため、１０
％未満のデルタフェライト相を析出させるためには（２
）式で与えられる値を一１５％超、１０％未満とすれば
よい。

次に、本発明の上記成分以外の成分について説明する。

Ｃは鋼中に不可避的に含有される元素であるが、含有量
が多いと６００〜９００℃で使用中にクロム炭化物、σ
相を多量に析出し材料を脆化させるほか、高温での変形
抵抗が上昇し、熱間加工性が劣化する。従ってその上限
を０．２％とした。

Ｓｉは鋼中に不可避的に含有される元素であり、−収約
に耐酸化性を向上させる効果を有するが、表面に＾１２
０３皮膜を形成する本発明鋼種ではその添加効果はほと
んどなく、逆にＳｉ含有量が１％を越えると＾１２０．
皮膜の形成を阻害する。従ってＳｉの含有量の上限を１
％とした。

Ｍｎも鋼中に不可避的に含有される元素であるが、含有
量が２％を越えるとへＮ２Ｏ３皮膜の形成を阻害するた
め、その上限を２％とした。

Ｎｉは本発明鋼をオーステナイト鋼ならしめる基本的な
元素であり、Ｃｒ、Ａｌの含有量からＮｉは１５％以上
必要である。しかしＮｉの含有量が３５％を越えると、
Ｎ１−ＡＮ系の金属間化合物の析出が著しくなり熱間加
工が困難となる。従ってＮｉの範囲は１５〜３５％とし
た。

ＣｒはＡｌと同様、高度の耐酸化性を得るには必要不可
欠な元素であり、Ｃｒの含有量が１２％未満であると使
用初期に異常酸化し、鋼材表面に耐酸化性を維持すべく
　Ａｌ２Ｏ，皮膜が形成されない。

Ｃｒは使用初期のＡｌ２０３皮膜形成に重要な役割を果
たす元素である。しかしＣｒの含有量が２５％を越える
と、使用中σ相が析出し脆化しやすくなる上、オーステ
ナイト形成元素であるＮｉを多量に添加しなくてはなら
ず、Ｎ１−Ａｌ系の金属間化合物の析出を促進する。従
ってＣｒの含有量は１２〜２５％とした。

Ａｌは本発明鋼の表面にＡｌ２Ｏ，皮膜を形成させ、耐
熱性を維持する最も重要な元素である。Δ１！２０３皮
膜を安定的に形成させるためには、ＡＩの含有量は４％
超でなければならない。４％以下であると＾１２０３皮
膜を形成されず、Ｃｒが主体の酸化物が形成されΔ１２
０３皮膜が形成した場合に比べ耐酸化性が著しく低下す
る。しかしＡＩの含有量が６％を越えると熱間での変形
抵抗がさらに高くなり、粒内および粒界にＮｉ−Ａｌ系
の金属間化合物の析出が著しくなり、本発明に記載され
ている不純物の厳密な制御を行っても熱間加工が実質不
可能となる。

その他に熱間加工性に影響する不純物元素としてＺｎ、
Ｓｂ、Ｓｎ、Ａｓがあるが、これら元素は通常のオース
テナイトステンレス鋼で不可避的に含まれる濃度では、
熱間加工性を害する元素ではないが、過度に混入すると
熱間加工性の劣化が著しいため、これらが混入しないよ
う溶解原料やスラグ組成を充分に吟味した溶製法が望ま
しい溶製法である。

またクリープ強度あるいは耐酸化性をさらに向上させる
ためにＭｏ、Ｗ、Ｃｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒを添加するこ
とは可能であるが、これらの元素を過剰に添加すると熱
間での変形抵抗が上昇し、熱間加工性を劣化させる。

〔実施例〕

次に実施例により本発明の効果を更に具体的に示す。

第１表の阻１〜２４に示す各成分の鋼を真空中あるいは
大気中（溶解後Ａ　ＯＤ　ｖＩ練）にて溶製し、真空中
で溶解したものはインゴットで、大気中で溶解したもの
は連続鋳造で造塊した。

いずれの鋼塊もＺｎ及びＳｎが夫々２００ｐｐｍ以下、
ｓｂ及びＡｓが夫々１１００ｐｐ以下で通常のオーステ
ナイトステンレス鋼で含まれる程度の含有量である。

熱間加工性の評価は、熱間衝撃試験と上記方法にて溶製
した鋼塊の熱延実験で行った。熱間衝撃試験は、鋼塊皿
上５ｍｍよりノツチ無しのシャルピー試験片を切り出し
、１２５０°Ｃに加熱し１０分保持した後、所定の打撃
温度まで空冷し打撃を行った。

打撃温度は９００　、１０００　、１０５０　、１１０
０　、１１５０　、１２００℃で、評価は第２表に示す
ように割れの状況より５゛段階にランク分けを行い、全
ての打撃温度での結果を平均した値を採用した。平均評
点が大きいほど高温での延性が乏しく熱間加工性が悪く
、通常の熱延で耳割れが生じないためにはこの値が２以
下でなければならない。熱延実験は表面を面側した鋼塊
を１２５０℃で１時間保持した後、５パスで計９０％圧
下し耳割れの状況を観察した。

熱間加工性の評価結果を第３表に示す。この結果から本
発明の成分範囲を満足すれば、熱間加工性の優れたオー
ステナイト系耐熱鋼を得ることができる。また上記（２
）式を満足した鋼種相を１０％未満析出しな鋼種は、熱
間衝撃試験の平均評点が１以下て、さらに熱間加工性が
優れていることが判る。

第１表の鋼塊の一部を熱延へ冷延〜焼鈍−表面研削を施
し酸化試験を行った。試験片のサイズは１　ｖｎ’　Ｘ
　２０ｍｍ”Ｘ　５０ｍｍＬで、１２００℃の大気中お
よび自動車エンジン排ガス中に挿入し３０分保持した後
１０分空冷する断続加熱を２００回繰り遅し、その後重
量変化を測定した。その結果を第４表に示す。この結果
から本発明清が優れた耐酸化性を有していることが判る
。

第２表 熱間衝撃試験評点 第３表 熱間加工性の評価結果 第４表　酸ｆヒ試験結果 〔発明の効果〕 本発明はＡｌを添加したオーステナイト系耐熱鋼におい
て、高温での耐熱性が優れていると共に、熱間圧延、熱
間鍛造、熱間押出し等の加工時に、割れ、疵の発生しな
い熱間加工性が特に優れている鋼種を提供するものであ
るから、工業上多方面にわたり有用な効果を有する。

第１０

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明（こ、係わる（１）式と、熱間衝撃平均
評点の関係を示すグラフであり、図中の点はＭｇ≦５０
ｐｐｍ、Ｐｂ≦５ｐｐｍ、Ｂｉ≦３　ｐｐｍのものから
得られたデーターである。縮軸の上方で熱間加工性が良
好で、下方で熱間加工性が不良である。 第２図は鋼中のＭｇ含有量と熱間衝撃平均評点の関係を
示すグラフで、図中の点は（１）式を満たし、ｐｂ≦５
ｐｐｍ、Ｂｉ≦３　ｐｐｍの鋼塊がら得られたデータで
ある。第３図は鋼中のＰｂ、Ｂｉ含有量と熱間衝撃平均
評点の関係を示すグラフで、このグラフは（１）式を満
たし、Ｍｇ≦５　ｐｐｍの鋼塊がら得られたデータに基
づいて作成されたものである。 第２図 手 続 補 正 書 （自発） ｌ。 ２゜ ３゜ 事件の表示 昭和６３年特許願第２６６２２５号 発明の名称 熱間加工性の優れた高Ａｌオーステナイト系耐熱鋼 補正をする者 事件との関係　　　特許出願人 名称 （６６５）新日本製鐵株式会社 ４、代理人 住所　〒１０５東京都港区虎ノ門−丁目８番１０号静光
虎ノ門ビル　電話５０４−０７２１氏名　弁理士（６５
７９）青　木　　　朗補正の対象 明細書の、「発明の詳細な説明」の欄 補正の内容 明細書の「発明の詳細な説明」の欄 間書１２頁１５行のｒ　１５０ｐｐ陽」をｒ　１５００
１）ｐｌりに補正する。 手続補正 書 （自発） 平成１年２月 日

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、重量パーセントでＣ：０．２％以下、Ｓｉ：１％以
   下、Ｍｎ：２％以下、Ｎｉ：１５〜３５％、Ｃｒ：１２
   〜２５％、Ａｌ：４％超６％以下を含み、さらにＣａ、
   Ｙ、ＲＥＭの１種あるいは２種以上を下記式で示された
   範囲内で含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からな
   ることを特徴とする熱間加工性の優れた高Ａｌオーステ
   ナイト系耐熱鋼。 −５０＜（Ｓ）＋（Ｏ）−０．８×（Ｃａ）−０．２×
   （Ｙ）−０．１×（ＲＥＭ）＜３０（単位：ｐｐｍ） ２、重量パーセントでＣ：０．２％以下、Ｓｉ：１％以
   下、Ｍｎ：２％以下、Ｎｉ：１５〜３５％、Ｃｒ：１２
   〜２５％、Ａｌ：４％超６％以下を含み、Ｃａ、Ｙ、Ｒ
   ＥＭの１種あるいは２種以上を下記式で示された範囲内
   で含有し、さらに鋼中に含有せるＭｇを１００ｐｐｍ以
   下に制限し、残部が、Ｆｅ及び不可避的不純物からなる
   ことを特徴とする熱間加工性の優れた高Ａｌオーステナ
   イト系耐熱鋼。 −５０＜（Ｓ）＋（Ｏ）−０．８×（Ｃａ）−０．２×
   （Ｙ）−０．１×（ＲＥＭ）＜３０（単位：ｐｐｍ） ３、重量パーセントでＣ：０．２％以下、Ｓｉ：１％以
   下、Ｍｎ：２％以下、Ｎｉ：１５〜３５％、Ｃｒ：１２
   〜２５％、Ａｌ：４％超６％以下を含み、Ｃａ、Ｙ、Ｒ
   ＥＭの１種あるいは２種以上を下記式で示された範囲内
   で含有し、さらにＭｇ：１００ｐｐｍ以下、Ｐｂ：１０
   ｐｐｍ以下、Ｂｉ：５ｐｐｍ以下に制限し、残部がＦｅ
   および不可避的不純物からなることを特徴とする熱間加
   工性の優れた高Ａｌオーステナイト系耐熱鋼。 −５０＜（Ｓ）＋（Ｏ）−０．８×（Ｃａ）−０．２×
   （Ｙ）−０．１×（ＲＥＭ）＜３０（単位：ｐｐｍ） ４、前記高Ａｌオーステナイト系耐熱鋼がＭｇ：５０ｐ
   ｐｍ以下である請求項２記載の耐熱鋼。 ５、前記高Ａｌオーステナイト系耐熱鋼が、Ｍｇ：５０
   ｐｐｍ以下、Ｐｂ：５ｐｐｍ以下、Ｂｉ：３ｐｐｍ以下
   である請求項３記載の耐熱鋼。 ６、前記高Ａｌオーステナイト系耐熱鋼において下記式
   を満足することにより、凝固時のデルタフェライト相を
   １０％未満析出させる請求項１記載の耐熱鋼。 −１５＜３×（Ｃｒ＋１．５×Ｓｉ＋８×Ａｌ−２４．
   ７）−２．８×（Ｎｉ＋０．５×Ｍｎ＋３０×Ｃ＋１６
   ．５×Ｎ）−１９．８＜１０（各成分の単位は重量％） ７、前記高Ａｌオーステナイト系耐熱鋼において、下記
   式を満足することにより、凝固時のデルタフェライト相
   を１０％未満析出させる請求項３記載の耐熱鋼。 −１５＜３×（Ｃｒ＋１．５×Ｓｉ＋８×Ａｌ−２４．
   ７）−２．８×（Ｎｉ＋０．５×Ｍｎ＋３０×Ｃ＋１６
   ．５×Ｎ）−１９．８＜１０（各成分の単位は重量％） ８、前記高Ａｌオーステナイト系耐熱鋼において、下記
   式を満足することにより、凝固時のデルタフェライト相
   を１０％未満析出させる請求項５記載の耐熱鋼。 −１５＜３×（Ｃｒ＋１．５×Ｓｉ＋８×Ａｌ−２４．
   ７）−２．８×（Ｎｉ＋０．５×Ｍｎ＋３０×Ｃ＋１６
   ．５×Ｎ）−１９．８＜１０（各成分の単位は重量％）