JPS6130007B2 - - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

本発明は高温高圧水環境例えば軽水炉、特に沸
騰水型軽水炉における再循環用配管等に使用され
るオーステナイトステンレス鋼の製造法に関する
ものである。 高温高圧水環境（例えば300℃、98atm）にお
いて使用されるオーステナイトステンレス鋼は、
従来より耐応力腐食割れ性の良好なものが要求さ
れている。 応力腐食割れは一般に粒界割れ型と粒内割れ型
の２種に大別される。本発明鋼の主な用途である
軽水炉再循環系配管に係わる応力腐食割れ事故
は、報告されている限りでは総べて粒界割れ型で
あり、この意味で特に耐粒界応力腐食割れ性の優
れたステンレス鋼材料の開発が要求されている。 このような用途に使用される鋼の一例として特
公昭47−31206号公報記載の発明が知られてい
る。この発明は鋼中に含まれるＰ，Ｎ，Mo，As
等の挙動が応力腐食割れ感受性に影響があること
に着目し、このうち特にＮについて、Ti，Nbま
たはZrの一種または二種以上を微量添加すること
により鋼中の固溶Ｎを固定して固溶Ｎによる応力
腐食割れ感受性に及ぼす悪影響を除去し、Ｐ量が
0.02％まで高くても耐応力腐食割れ感受性の極め
てすぐれたステンレス鋼を得ようとするものであ
る。 また本出願人も、この耐応力腐食割れ感受性の
改善について着目し、すべに特願昭51−112497
号、同52−142608号等の発明をし特許出願を行つ
ている。この特許出願で本発明者が明らかにした
ことはオーステナイトステンレス鋼の溶接熱影響
部のような鋭敏化による粒界応力腐食割れを支配
している材料因子は、Ｃの粒界炭化物析出に伴う
クロム欠之層の生成と、Ｐなどの鋼中不純物元素
の粒界偏析の二要因であることと、その対策とし
てＣを0.02％下に低減するとともにNbのような
炭化物生成元素添加により安定化すればよいこ
と、またＰなどの不純物に対してはCeまたはＹ
等の稀土類元素を添加することによりその悪影響
を抑制すればよいということである。 ところが前記のような高温高圧水環境において
使用されるステンレス鋼は耐応力腐食割れ性の他
に高温における所望の強度、溶接性等も必要不可
欠な条件であることは論をまたない。この強度の
点については300℃における強度が42Kg／mm²以上
であることが要求されている。 特に、溶接性の観点からNbを含有する安定化
オーステナイトステンレス鋼は、従来より溶接施
工時に高温割れが起り易いことが問題とされ、そ
の解決を強く望まれている。すなわち、一般に、
オーステナイトステンレス鋼は溶接部の組織をオ
ーステナイト単相にすると溶接高温割れを生じや
すいのでこれを防止するために溶接部に５〜10％
のフエライトを有するように各成分元素が調整さ
れている。しかるに、Nbを含有するステンレス
鋼はNbを含有しない他のステンレス鋼に比べこ
の割れ防止のために必要なフエライト量が多く
（10％以上）、かつそれでも熱影響部（HAZ）に
おける高温割れすなわち粒界液化割れの防止は満
足とはいえず、しばしば実際の溶接施工において
割れが発生する。 Nb含有オーステナイトステンレス鋼のこのよ
うな高い溶接高温割れ性はNbに起因した低融点
化合物の生成による凝固割れとニオブ炭化物NbC
とγ鉄との共晶反応による粒界液化割れに大別さ
れるが、いずれもこの種の安定化鋼の本質に連な
る問題である。すなわち、フエライト量を多くし
て凝固割れを防止する方法は行き過ぎると（10％
以上）、σ相生成の促進から溶接部の脆化をひき
起すし、また、母材HAZおよび多層盛溶接にお
ける後続ビードのHAZにおける粒界液化による
ミクロ割れは、単にフエライト量を増加しても割
れ停止に結びつかない。そこで、Ｃ，Nb，Si，
Ｐ，Ｓをきびしく規制し、かつ鋳造後のフエライ
ト量が２〜８％となるような組成とすることによ
つて、NbCその他不純物によHAZ粒界の液化割
れやNbないし不純物による低融点物質による凝
固割れの起らない耐溶接高温割れ性に非常に優れ
たステンレス鋼を得ようとするものである。 すなわち本発明はこのような実情に基いて発明
されたもので、耐粒界応力腐食割れ性の向上を図
ると共に溶接性および高温における所望の強度を
得ることができるようにしたもので、C0.02％以
下，Si1.0％以下，Mn2.0％以下，Cr17〜20％，
Ni7〜11％，P0.015％以下，S0.005％以下，
N0.025〜0.10％でかつＣ＋Ｎ≧0.045％を満し
Nb0.20〜0.32％，残部Feよりなり、かつ鋳造後
のフエライト量が２〜８％となるように、1.32
（％Cr＋％Mo＋1.5×％Si＋0.5×％Nb）−14.4≦
％Ni＋30×（％Ｃ＋％Ｎ）＋0.5×％Mn≦1.39（％
Cr＋％Mo＋1.5×％Si＋0.5×％Nb）−13.0を満足
させ、さらに必要に応じてREMを0.02〜0.06％あ
るいはCaを0.002〜0.02％またはその双方を含
み、さらに鋼中に含まれるCo，Moをそれぞれ
0.10％以下に抑制した鋼をスラブ加熱温度1160〜
1280℃、圧延仕上温度750〜950℃、析出熱処理温
度980〜1050℃のプロセス条件で圧延、熱処理を
行うことにより強度と優れた耐粒界応力腐食割れ
性を附与せしめることを特徴とするものである。 本発明鋼が前述の特公昭47−31206号公報記載
の鋼と特徴的に異なる点は以下の３点である。 第１点は、特公昭47−31206号公報記載の発明
ではＣの好ましい成分範囲を0.02〜0.10％と規定
し、Ｃを有効元素とみなしているのに対し、本発
明鋼ではＣを有害元素としてその含有量を0.02％
下に限定している点である。通常粒界応力腐食割
れ感受性を良好ならしめる観点からのＣに関連し
た対策としてはＣを無害な範囲に低減するか、
Nb等の強力な炭化物形成元素によつてＣを固定
する方法がある。前者の場合Ｃを0.008％以下に
低減する必要があり、現在の精錬技術によれば可
能ではあるが、鋼の製造コストを著しく高めるの
で、通常後者の対策が採用される。このような公
知の鋼としてSUS347鋼がある。ところが、この
鋼は次の点において尚不充分である。 SUS347銅は多量のＣとNbを含むので鋼中に巨
大なNbの炭化物が存在し、これが溶接熱影響に
よつて溶解し、その近傍にＣの高濃度領域を形成
し、冷却時にその近傍の粒界にCr炭化物を形成
して粒界を鋭敏化させ、ナイフラインアタツク現
象として知られている如く粒界応力腐食割れ感受
性を高める。かかる観点からNbなどの炭化物形
成元素によつてＣを固定する場合においても、Ｃ
を或る限界以下に限定する必要がある。本発明者
らの研究によつて明らかとなつたＣの許容限界量
は0.02％である。 第２点は、特公昭47−31206号公報記載の方法
においてはＮを極めて有害な元素として、これを
Nb，Zr，Ti等によつて完全に固定することが必
須要件の一つになつていると理解されるのに対
し、本発明鋼は固溶Ｎの存在を許容する観点から
合金設計されている。後述の実施例において示す
本発明鋼１は0.062％のＮと0.26％のNbを含有す
るが0.062％のＮをNbNの形で完全に固定するた
めには少なくとも0.41％のNbが必要であるか
ら、Nbに固定されないＮが存在することは明ら
かである。 固溶のＮは従来より粒内応力腐食割れ感受性を
高める有害元素として良く知られているが、粒界
応力腐食割れに関しては本発明者らが用いた応力
腐食割れ感受性評価試験（SSRT試験：SIow
Strain Rste Test）によれば、本発明鋼におい
てはＮは総量として0.10％まで許容できることが
明らかになつた。またＮの粒内応力腐食割れに及
ぼす効果も最低限に抑制されることが明らかにさ
れた。 この理由の詳細は必ずしも明確でないが次のよ
うな理由によると推定している。 １ ＮはＣに比較すると固溶限界が高く粒界鋭敏
化作用が弱いので、粒界応力腐食割れ感受性の
観点からの許容限界が高い。 ２ Ｎの有害効果は、Ｎが積層欠陥エネルギーを
減じるために交叉辷りが困難となり、応力下で
発生する辷り帯が粗くなり、応力腐食環境下で
継続的に新成面を発生し、腐食と応力集中を助
長することによつて粒内応力腐食割れ感受性を
高める点にあることが知られている。然るに本
発明鋼においては、微細なNbの炭窒化物が均
一に分散析出しており、これが転位の運動の障
壁となるので交叉辷りを助長し、粗い辷り帯の
形成が抑制されている。即ちＮの粒内応力腐食
割れに及ぼす有害効果が微細析出物の存在によ
つて相殺されていると考えられる。 第３点は、特公昭47−31206号公報記載の発明
は溶接などの熱サイクルを受けた場合でもデルタ
フエライトの析出のないことが合金設計の基本思
想の一つになつていると理解される。このこと
は、実施例に示された全発明鋼を第１図に示すド
ウ・ロング組織図で判定するといずれも完全オー
ステナイト域にあることから裏付けられる。一
方、本発明鋼は、溶接性の観点、特に溶接割れ性
の点からＣ，Nb，Si，ＰおよびＳをそれぞれ
0.02，0.32，1.0，0.015および0.005％以下にきび
しく規制し、かつドウ・ロング組織図において２
〜８％のフエライトを含有することを必須の要件
としており、これらの点でも特公昭47−31206号
公報記載の公知鋼と異なる。 以上詳述した如く、前記公知鋼と本発明鋼が本
質的に異なる鋼であることは明白である。 以下に本発明の化学成分範囲を限定した理由を
説明する。 Cr：Crは耐食性を維持するために必要不可欠
な合金元素であり、15％未満では十分な耐食性を
得られず、また前述のCr欠乏層の生成をNbでＣ
を安定化することによつて抑制しているので最大
で22％程度添加すれば十分であるが、後述するよ
うに鋳造後の鋼中のフエライト量を２〜８％とす
るためにNiとの関係から17〜20％とした。 Ni：NiはCrとともに耐食性の維持に必要不可
欠な合金元素であるが、後述するような鋳造後の
鋼中のフエライト量を２〜８％とするために前記
Crとの関係から７〜11％とした。 Ｃ：Ｃは粒界応力腐食割れ性に対して最も有害
な元素であり、低い方が望ましいがNbによる安
定化により0.02％まで許容される。しかし0.02％
を超えるとNbによる安定化効果が十分発揮され
ず粒界応力腐食割れを生ずるおそれがあるので
C0.02％を上限とした。また、溶接割れ性の点か
ら安定化元素であるNbと共存する場合、Nb炭化
物となるが、溶接熱サイクル時地のγ鉄と反応し
て比較的低温（〜1300℃）の共晶液を粒界に生
じ、粒界液化によるミクロ割れの原因となる。し
たがつて、Ｃはできるだけ低く規制することが重
要である。 Si：Siは製鋼上必要な脱酸剤として使用され
る。また耐粒内応力腐食割れ性の向上には著しい
効果がある。しかし、溶接性の面からは、溶接凝
固時粒界に低融点のシリケート膜を形成し、収縮
歪などによりこの部分から割れを発生しやすく割
れ性を高める。くわえて、多量のSiが固溶した
Nbと共存すると、粒界にFe―Nb―Siの化合物を
作り割れ感受性増加を大きく促進する。したがつ
て、Si量の上限を1.0％とした。 Mn：Mnは脱酸剤として必要である。通常オー
ステナイトステンレス鋼に含有される２％以下の
Mnは耐応力腐食割れ性に殆んど影響しないので
２％を上限とした。 Ni：Ｎは300℃の強度を保証するために必須の
元素であり、その上限は耐粒界応力腐食割れに悪
影響を及ぼさない範囲として上限値は0.10％とし
た。この添加量はNbを0.20〜0.32％添加しても完
全に窒化物として固定されなく、かなりのＮ量が
鋼中に固溶されうるがこれも強度上昇に寄与して
いる。また下限値は（Ｃ＋Ｎ）量で300℃の強度
を確保するに必要最低量は0.045％であり（第２
図参照）、従つてＮ量の下限値は0.025％とした。
なお、溶接割れ性の点から、多量のＮがNbと共
存すると窒化物NbNの生成が激しくなり、これが
NbCと同じような機構でミクロ割れ発生の原因に
なるので上記のような規制を加えた。 Ｐについては、すでに応力腐食割れ感受性に悪
影響があることを述べたが、溶接性の点からもＳ
と共にきびしく規制すことが必要な元素である。
特に、これらは溶接凝固時粒界に偏析し、低融点
化合物を作り易く、溶接金属および母材HAZ部
の割れ性を高めたり、靭性の低下を促進する。し
たがつて可及的に少ない方が良い。現在の製鋼技
術を考慮してＰおよびＳの上限値をそれぞれ
0.015％および0.005％とした。 Nb：Nbは前記のように炭化物、窒化物安定化
による粒界応力腐食割れ防止のために添加するも
ので、従来は鋼中に含まれるＣ量の10倍以上を添
加することが必要であるとされていたが、その量
によつては溶接熱影響部の脆化を生ずることがあ
る。ところがNbの添加によりNbNが粒内に生成
されるとこれを核としてNbCNとCr₂₃C₆が粒内に
均一に分散し、粒界にCr₂₃C₆が析出するのを防止
する結果、粒界および粒内腐食割れ性がよくな
る。一方、溶接性の観点からは、すでに述べたよ
うに、溶接高温割れ感受性を高める作用をするた
め、応力腐食割れ性・強度などを考慮して必要最
小限にとどめる必要がある。第３図はNbを順次
増加して、その時の溶接高温割れ性、特にHAZ
の粒界液化割れ性を示したものである。割れ試験
はバリストレイント試験（実施例に詳細に述べ
る）で、試片サイズは5.0×40×350mmを使用し
た。Nb以外の各成分の目標（wt％）はＣ：0.018
％，Ｎ：0.06％，Si：0.35％，Mn：1.0％，Ni：
9.5％，Cr：18.5％，Ｐ：0.012％，Ｓ：0.003％で
ある。なお試験材は小型10Kg大気溶接解材であつ
て、板厚5.0mmまで鍛造・圧延して試片加工した
ものである。割れ試験片の溶接金属部はフエライ
ト量が５％付近の値を示しており、割れはほとん
ど発生していないので、HAZ部の割れについて
のみ観察した。図に示されるようにNbが0.35％
までは全くHAZ割れも無いが、それを越えると
割れが発生し、0.6％以上のものには溶接金属割
れも一部発生している。 上記のように耐応力腐食割れ性と耐溶接割れ性
を勘案し、両特性を同時に満足することが必要で
あり、そのためにはＣ量を低くして、Nbは0.20
〜0.32％が適当である。 更にCe等のREMは脱硫および脱酸作用を有す
る。その結果、鋼中のＳ，Ｏ等の不純物元素が減
少しＰ，Ｓ，Ｏなどの粒界偏析を抑制し、耐応力
腐食割れ性を向上させる。而してその効果を期待
するためには0.02％以上の含有が必要である。但
し過剰に含有させると鋼中に介在物として残存
し、耐食性を害するので0.06％以下であることが
必要であり0.05％程度が最適である。 Ca：CaはREMと同様脱硫および脱酸作用を有
するので応力腐食割れ性に効果がある。この範囲
は0.002〜0.02％である。 Mo，Co：Mo，Coは応力腐食割れ性、特に粒
内応力腐食割れ性に悪影響を及ぼすので鋼中に含
有する量を出来るだけ抑制する必要がある。従つ
てこの悪影響を抑制するためには0.10％下である
ことが必要である。 本発明における大きな特徴の一つであるフエラ
イト量について説明する。本発明鋼において鋼中
にフエライト相を存在させる理由は熱間加工性に
影響を及ぼさず、しかも溶接性を改善させること
にある。すなわち溶接部にフエライト相を存在さ
せることにより溶接性が向上するのである。但し
フエライト量が多過ぎると前記のように熱間加工
性に悪影響を及ぼすので鋳造後のフエライト量は
２〜８％であることが必要である。なお上記鋳造
後のフエライト量はCrおよびNiの含有量によつ
て定まるが、この量はドウロング（Delong）の
ダイヤグラムによつて定めることができる。第１
図に鋳造後のフエライト量を２〜８％とするべき
各成分の限定範囲を示した。 次に本発明において製造条件の限定理由につい
て述べる。 スラブ加熱温度；1160〜1280℃と定めたが、最
低値を1160℃としたのは、鋼中のNb，Cr炭窒化
物を充分鋼中に固溶させて圧延し、以後の熱処理
において強度上昇に有効なNb，Crの炭窒化物の
微細析出を行なわせるために最低必要な温度であ
る。最高加熱温度を1280℃としたのは、それ以上
の加熱温度ではこの成分系ではδ―フエライトが
多量に再析出し、熱間加工性が劣化するからであ
る。 圧延仕上温度；750〜950℃と定めたが、最低温
度を750℃としたのは、それ以下では所望の強度
（300℃の引張強さ42Kg／cm²）を確保することが難
しくなり、かつ圧延形状を良好に保つことが困難
なためである。即ち圧延仕上温度が750℃以下に
なると、圧延材の中の残留エネルギーが大きくな
り再結晶が析出よりも優先し、強度上昇に有効な
結晶内微細析出が少なくなるからである。上限を
950℃としたのは、それ以上の高温仕上げでは圧
延終了直後に材料の保有する熱エネルギーにより
再結晶が進行し、粒の粗大化とともにNb，Crの
炭窒化物が粒界に優先析出するため強度上昇が極
めて困難になるためである。 析出熱処理温度；980〜1050℃と定めたが、980
〜1050℃においてはNb，Crの炭窒化物の析出に
よる析出硬化が最も有効に作用する領域であり、
下限を980℃としたのは、それ以下ではこの材料
の再結晶温度との関連で充分な整粒再結晶組織が
得られず、混粒組織となるためである。上限を
1050℃にしたのは、それ以上の温度では固溶化、
粗粒化が進み充分な強度が得られないからであ
る。 次に本発明を実施例によつて説明する。 表１に本発明鋼１〜３、比較鋼１〜７の成分、
SSRT法による応力腐食割れ試験結果及び300℃
における機械的性質を示す。SSRT試験は鋼板を
600℃で24時間鋭敏化処理したのち36ppmの酸素
を含む300℃の純水中で行つた。本試験法は、特
に粒界応力腐食割れを敏感に示すものとして知ら
れているが、本発明鋼はいづれも応力腐食割れが
発生していない。また300℃における引張強さも
43.6〜44.9Kg／mm²であり、要求される強度レベル
（300℃で42Kg／mm²以上）を充分に満たす。 これに対し比較鋼１はＣおよびＰが高いため、
強度は満足するが応力腐食割れが生ずる。比較鋼
２はＰが高く応力腐食割れが発生しており、また
Ｎが低いため強度が不足する。比較鋼３はＰは充
分に低いがＣが高く、Nbを含まないので応力腐
食割れを生ずる。比較鋼４〜７はＮが適正レベル
にあり、またＣも高いので強度レベルを満足する
上、Nb含有量もＣに対して充分に含まれるの
で、応力腐食割れも生じない。しかし後述する如
く、Nbが高いので溶接性が低下する。 次に溶接性すなわち溶接高温割れ性について実
施例について述べる。割れ性の評価にはバリスト
レイント試験（Varestraint Test、溶接中強制曲
げ歪割れ試験）を用いた。第４図は試験板および
試験方法の概念図を示すものであつて、ａ図は試
験前の試験板形状、ｂ図は試験機にとりつけて試
験溶接中の概念図、ｃ図は試験後の試験板形状を
示す。図中、１は試験板、２は試験溶接予定位
置、３はTIG溶接トーチ、４は曲率Ｒを有する曲
げブロツク、５は溶接割れを示す。バリストレイ
ント試験に用いた曲げブロツクの曲率半径Ｒは
100mmであり、５mm厚試験板の表面付加歪量は2.5
％となる。溶接はワイヤなしのTIGビード置き溶
接で70A―15A―7.5cm／mm、Arシールド15／
mmを採用した。試験後、双眼式実体顕微鏡により
試験片表面の溶接割れ発生状況を調べ合計割れ長
さを算出し、表１に示した。さらに、割れ性の評
価として板厚40mmの突合せ継手TIG溶接を行な
い、この溶接継手部について、JIS―Ｚ―3142に
準じた側曲げ試験を行ない溶接部特に母材HAZ
の観察を行ないその結果を表１に併記した。溶接
条件は250A―15A―10cpmでArシールド15／
mmとし、フイラーワイヤは本発明鋼２と同一成分
のものを用いた。 表１の本発明鋼１，２，３は、バリストレイン
ト試験および40mm厚継手部の側曲げ試験いずれで
も割れの発生は全く認められずきわめてすぐれた
溶接性を示すが、比較鋼１〜７にあつて本発明鋼
と同じすぐれた溶接性を示すのは低Ｐ、低Ｓでか
つNb添加なしの比較鋼３のみである。比較鋼２
はＰ量が、比較鋼７はＳ量がそれぞれ規制値を外
れており、比較鋼５はSiおよびNb量が共に本発
明範囲外にあることからバリストレイント試験で
割れがやや発生している。比較鋼１はNbとＰ量
が、比較鋼４はＣとNb量がそれぞれ本発明範囲
外にあるが、バリストレイント試験のみでなく、
側曲げ試験でも微小割れが観察されている。比較
鋼６は各成分個々には本発明範囲にあるが、各成
分間の規制式 1.32（％Cr＋％Mo＋1.5×％Si＋0.5×％Nb）−
14.4≦％Ni＋30（％Ｃ＋％Ｎ）＋0.5×％Mn≦1.39
（％Cr＋％Mo＋1.5×％Si＋0.5×％Nb）−13.0 を満足していないためにバリストレイント試験で
も側曲げ試験でもかなり高い割れ性を示してい
る。 次に本発明の製造条件の実施例を比較例と共に
表２に示す。 なお表２における対象鋼組成は表１の本発明鋼
１に相当するものである。 製造条件の限定理由について示したようにスラ
ブ加熱温度が1240℃から1080℃の低温になると、
例えば表２の条件ＤとＭで比較すれば、300℃の
高温強度が低くなり所望の42.0Kg／mm²を保証する
ことは難しくなる。この理由は前述した通りでそ
の証明としてスラブ加熱温度の影響を第５図の組
織写真ａ，ｂ，ｃに示す。1100℃×2hr加熱では
第５図ａの如くNb，Crの炭窒化物は鋼中に固溶
されず残存し、1200℃になるとほとんど固溶して
くる。また1200℃×2hrの加熱により、第５図ｂ
の如く２〜８％のσ―フエライトは均熱時の拡散
により消滅し以後の熱間圧延を容易にする温度で
ある。しかし加熱温度が1300℃になると第５図ｃ
の如く、またδ―フエライトが再析出するため熱
間圧延に悪影響がでるので好ましくない。 仕上温度の影響は表２の条件Ｃ，Ｅ，Ｉ，Ｋで
比較できるが、仕上温度が高すぎてもまた低くす
ぎても強度保証が難かしくなる。また700℃の低
温では圧延形状も悪くなり好ましくない。 次に析出熱処理の影響は表２の条件Ｂ，Ｃ，Ｊ
及びＨ，Ｌで比較すれば判るように析出処理温度
が高くなると強度が低下してくる。これは析出物
の量が減少することと併せて結晶粒の粗大化が進
行するからである。

【表】

【表】

【表】 以上説明したように本発明に従つて製造された
鋼は高温高圧水環境、就中軽水炉における再循環
用配管等高温高圧水等の過酷な環境において耐応
力腐割れ感受性、高温強度等に著しく優れてお
り、また実用上不可欠な溶接性、特に耐高温溶接
割れ性に優れているので、斯種の用途に極めて有
用なステンレス鋼である。 また本発明による鋼は高温疲労特性および高温
クリープ特性にも優れているので延性を必要とす
る高温構造材としても使用することができるので
産業界に稗益するところが極めて大である。

【図面の簡単な説明】

第１図はドワ・ロングのダイヤグラム、第２図
は本発明鋼の300℃における耐力と引張強さに及
ぼす（Ｃ＋Ｎ）量の効果を示す図、第３図はNb
量をバリストレイント試験HAZの割れ長さ
（mm）との関係を示す図、第４図はバリストレイ
ント試験の試験板および試験方法の概念図、第５
図ａ〜ｃはスラブ加熱温度の影響を示す金属組織
の顕微鏡写真図である。 第４図において：１：試験板、２：試験溶接予
定位置、３：TIG溶接トーチ、４：曲げブロツ
ク、５：溶接割れ。 第５図ａ……1100℃×2hr加熱（×500）、第５
図ｂ……1200℃×2hr加熱（×100）、第５図ｃ…
…1300℃×2hr加熱（×100）、（黒い部分がδ―フ
エライトで再析出して来る）。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ C0.02％以下，Si1.0％以下，Mn2.0％以下，
   Cr17〜20％，Ni7〜11％，P0.015％以下，S0.005
   ％以下，N0.025〜0.10％でかつＣ＋Ｎ≧0.045％
   を満し、Nb0.20〜0.32、％残部Feよりなり、か
   つ1.32（％Cr＋％Mo＋1.5×％Si＋0.5×％Nb）−
   14.4≦％Ni＋30×（％Ｃ＋％Ｎ）＋0.5×％Mn≦
   1.39（％Cr＋％Mo＋1.5×％Si＋0.5×％Nb）−
   13.0を満足する鋼をスラブ加熱温度1160〜1280
   ℃、圧延仕上温度750〜950℃、析出熱処理温度
   980〜1050℃のプロセス条件で圧延、熱処理を行
   うことにより強度と優れた粒界応力腐食割れ抵抗
   性を附与せしめることを特徴とする高温高圧水環
   境用オーステナイトステンレス鋼の製造法。 ２ C0.02％以下，Si1.0％以下，Mn2.0％以下，
   Cr17〜20％，Ni7〜11％，P0.015％以下，S0.005
   ％以下，N0.025〜0.10％でかつＣ＋Ｎ≧0.045％
   を満し、Nb0.20〜0.32％にさらにREM0.02〜0.06
   ％あるいはCa0.002〜0.02％あるいは双方を含み
   残部Feよりなり、かつ1.32（％Cr＋％Mo＋1.5×
   ％Si＋0.5×％Nb）−14.4≦％Ni＋30×（％Ｃ＋％
   Ｎ）＋0.5×％Mn≦1.39（％Cr＋％Mo＋1.5×％Si
   ＋0.5×％Nb）−13.0を満足する鋼をスラブ加熱温
   度1160〜1280℃、圧延仕上温度750〜950℃、析出
   熱処理温度980〜1050℃のプロセス条件で圧延、
   熱処理を行うことにより強度と優れた粒界応力腐
   食割れ抵抗性を附与せしめることを特徴とする高
   温高圧水環境用オーステナイトステンレス鋼の製
   造法。 ３ C0.02％以下，Si1.0％以下，Mn2.0％以下，
   Cr17〜20％，Ni7〜11％，P0.015％以下，S0.005
   ％以下，N0.025〜0.10％でかつＣ＋Ｎ≧0.045％
   を満し、Nb0.20〜0.32％にさらにREM0.02〜
   0.006％あるいはCa0.002〜0.02％、あるいは双方
   を含みさらに鋼中に含まれるMoおよびCoがそれ
   ぞれ0.10％以下であつて残部Feよりなり、かつ
   1.32（％Cr＋％Mo＋1.5×％Si＋0.5×％Nb）−
   14.4≦％Ni＋30×（％Ｃ＋％Ｎ）＋0.5×％Mn≦
   1.39（％Cr＋％Mo＋1.5×％Si＋0.5×％Nb）−
   13.0を満足する鋼をスラブ加熱温度1160〜1280
   ℃、圧延仕上温度750〜950℃、析出熱処理温度
   980〜1050℃のプロセス条件で圧延、熱処理を行
   うことにより強度と優れた粒界応力腐食割れ抵抗
   性を附与せしめることを特徴とする高温高圧水環
   境用オーステナイトステンレス鋼の製造法。