JPWO2012176802A1 - オーステナイト系ステンレス鋼及びオーステナイト系ステンレス鋼材の製造方法 - Google Patents
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Abstract
高温強度と、優れた耐硝酸腐食性とを有するオーステナイト系ステンレス鋼を提供する。本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼は、質量％で、Ｃ：０．０５０％以下、Ｓｉ：０．０１〜１．００％、Ｍｎ：１．７５〜２．５０％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｎｉ：２０．００〜２４．００％、Ｃｒ：２３．００〜２７．００％、Ｍｏ：１．８０〜３．２０％、及び、Ｎ：０．１１０〜０．１８０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、ＪＩＳ Ｇ０５５１（２００５）に基づく結晶粒の粒度番号が６．０以上であり、σ相の面積率が０．１％以下である。
Description
本発明は、オーステナイト系ステンレス鋼及びオーステナイト系ステンレス鋼材の製造方法に関し、さらに詳しくは、化学プラント等の腐食環境に利用されるオーステナイト系ステンレス鋼及びオーステナイト系ステンレス鋼材の製造方法に関する。
化学プラントに利用される鋼材は、強度とともに、優れた耐食性を求められる。化学プラントの一つである尿素プラントでは特に、高温強度及び耐硝酸腐食性が求められる。尿素プラントにおいて、尿素は一般的に、以下の方法で製造される。アンモニアと二酸化炭素を含む混合ガスを１６０〜２３０℃の高温域で１３０ｋｇ／ｃｍ２以上の高圧力により凝縮する。このとき、合成反応により尿素が生成される。上述のとおり、尿素は、高温高圧下で製造されるため、尿素プラントに利用される鋼材は、優れた高温強度を要求される。
上述の尿素の製造工程ではさらに、アンモニアカーバメートと呼ばれる中間物質が生成される。アンモニアカーバメートの腐食性は非常に強い。アンモニアカーバメートによる腐食は、硝酸による腐食と相関することが一般的に知られている。したがって、尿素プラント用鋼材は、高温強度だけでなく、優れた耐硝酸腐食性も要求される。
ＪＩＳ規格のＳＵＳ３１６、ＳＵＳ３１７等に代表されるオーステナイト系ステンレス鋼は、優れた耐食性を有する。そのため、これらのオーステナイト系ステンレス鋼は、プラント用鋼材として利用される。
このようなオーステナイト系ステンレス鋼の強度及び耐食性をさらに改善することを目的に、以下の技術が提案されている。
特開平１０−８８２８９号公報（特許文献１）は、強度及び耐食性に優れた、Ｃｒ−Ｍｎ系オーステナイト鋼を提案する。特許文献１では、Ｃｒ−Ｍｎ系オーステナイト鋼の結晶粒を超微細化し、平均結晶粒径を１μｍ以下にする。これにより、高強度及び優れた耐食性を有するＣｒ−Ｍｎ系オーステナイト鋼が得られると特許文献１には記載されている。
特開平６−２５６９１１号公報（特許文献２）は、冷間加工後においても優れた耐硝酸腐食性を有するオーステナイトステンレス鋼を提案する。特許文献２では、鋼中のＮｉ、Ｍｎ、Ｃ、Ｎ、Ｓｉ及びＣｒ含有量を制御する。これにより、冷間加工後の加工誘起変態によるマルテンサイト生成が抑制され、優れた耐硝酸腐食性が得られると特許文献２には記載されている。
特表２００５−５０９７５１号公報（特許文献３）は、優れた耐食性を有する超オーステナイトステンレス鋼を提案する。特許文献３では、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｍｎとともに、Ｃｕを含有する。これらの元素を適量含有することにより、優れた耐食性が得られると特許文献３には記載されている。
しかしながら、特許文献１〜３に開示されたオーステナイト系ステンレス鋼では、耐硝酸腐食性を維持しつつ、十分な高温強度を得ることができない場合がある。
本発明の目的は、高い高温強度と、優れた耐硝酸腐食性と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である。
本発明によるオーステナイト系ステンレス鋼は、質量％で、Ｃ：０．０５０％以下、Ｓｉ：０．０１〜１．００％、Ｍｎ：１．７５〜２．５０％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｎｉ：２０．００〜２４．００％、Ｃｒ：２３．００〜２７．００％、Ｍｏ：１．８０〜３．２０％、及び、Ｎ：０．１１０〜０．１８０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、ＪＩＳ Ｇ０５５１（２００５）に基づく結晶粒の粒度番号が６．０以上であり、鋼中のσ相の面積率が０．１％以下である。
本発明によるオーステナイト系ステンレス鋼は、高い高温強度と、優れた耐硝酸腐食性とを有する。
本発明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、Ｃａ：０．０１００％以下、Ｍｇ：０．０１００％以下、及び、希土類元素（ＲＥＭ）：０．２００％以下からなる群から選択された１種又は２種を含有してもよい。
本発明によるオーステナイト系ステンレス鋼材の製造方法は、質量％で、Ｃ：０．０５０％以下、Ｓｉ：０．０１〜１．００％、Ｍｎ：１．７５〜２．５０％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｎｉ：２０．００〜２４．００％、Ｃｒ：２３．００〜２７．００％、Ｍｏ：１．８０〜３．２０％、及び、Ｎ：０．１１０〜０．１８０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる素材を準備する工程と、素材を熱間加工して鋼材を製造する工程と、鋼材に対して、１０５０〜１１００℃の溶体化温度で溶体化処理を実施する工程とを備える。
本発明による製造方法により製造されたオーステナイト系ステンレス鋼材は、高い高温強度と、優れた耐硝酸腐食性とを有する。
以下、本発明の実施の形態を詳しく説明する。以下の説明において、元素の含有量の「％」は、質量％を意味する。
本発明者は、オーステナイト系ステンレス鋼の高温強度及び耐硝酸腐食性に関する検討を行った。その結果、本発明者は、以下の知見を得た。
（Ａ）高い高温強度を得るために、Ｍｎを１．７５％以上含有する。Ｍｎは鋼に固溶して、鋼の高温強度を高める。さらに、Ｍｎが含有されても、鋼の耐硝酸腐食性は低下しにくい。したがって、高い高温強度及び優れた耐硝酸腐食性を得るために、Ｍｎは有効である。
（Ｂ）結晶粒が微細化すれば、オーステナイト系ステンレス鋼の高温強度及び耐硝酸腐食性が高まる。具体的には、ＪＩＳ Ｇ０５５１（２００５）に基づく結晶粒の粒度番号が６．０以上であれば、優れた高温強度及び耐硝酸腐食性が得られる。なお、本明細書において、ＪＩＳ規格の末尾に記載される括弧内には、改訂年が記載される。
（Ｃ）シグマ相（以下、σ相という）は、耐硝酸腐食性を低下する。したがって、優れた耐硝酸腐食性を得るためには、σ相の生成を抑えなければならない。Ｃｒ及びＭｏは、Ｍｎと同様に、鋼に固溶して鋼の高温強度を高める。しかしながら、Ｃｒ及びＭｏはσ相の生成を促進する。したがって、本発明では、Ｃｒ含有量及びＭｏ含有量を抑える。具体的には、Ｃｒ含有量の上限を２７．００％とし、Ｍｏ含有量の上限を３．２０％とする。
（Ｄ）σ相の生成を抑制し、かつ、高い高温強度を得るために、溶体化処理における溶体化温度を１０５０〜１１００℃にする。溶体化温度が１０５０℃未満であれば、σ相が生成される。具体的には、鋼中におけるσ相の面積率が０．１％を超える。その結果、耐硝酸腐食性が低下する。一方、溶体化温度が１１００℃を超えれば、高温強度が低下する。上記（Ａ）及び（Ｃ）に基づいて化学組成を調整し、かつ、溶体化温度を１０５０〜１１００℃とすれば、製造されたオーステナイト系ステンレス鋼の高温強度及び耐硝酸腐食性は高くなる。具体的には、２３０℃における降伏強度が２２０ＭＰａ以上になり、ＪＩＳ Ｇ０５７３（１９９９）に準拠した６５％硝酸腐食試験における腐食度が０．０８５ｇ／ｍ２／ｈ以下になる。
以上の知見に基づいて、本発明者は本発明を完成した。以下、本発明によるオーステナイト系ステンレス鋼について説明する。
［化学組成］
本発明によるオーステナイト系ステンレス鋼は、以下の化学組成を有する。
本発明によるオーステナイト系ステンレス鋼は、以下の化学組成を有する。
Ｃ：０．０５０％以下
炭素（Ｃ）は、Ｃｒと結合してＣｒ炭化物を形成する。Ｃｒ炭化物は結晶粒界に析出し、鋼の高温強度を高める。一方、Ｃが過剰に含有されれば、結晶粒界近傍にＣｒ欠乏層が形成される。Ｃｒ欠乏層は、鋼の耐硝酸腐食性を低下する。したがって、Ｃ含有量は、０．０５０％以下である。Ｃ含有量の下限は特に設けないが、０．００２％以上であれば、上記効果が顕著に得られる。好ましいＣ含有量の上限は、０．０５０％未満であり、さらに好ましくは０．０３０％である。さらに好ましいＣ含有量の下限は０．０１０％である。
炭素（Ｃ）は、Ｃｒと結合してＣｒ炭化物を形成する。Ｃｒ炭化物は結晶粒界に析出し、鋼の高温強度を高める。一方、Ｃが過剰に含有されれば、結晶粒界近傍にＣｒ欠乏層が形成される。Ｃｒ欠乏層は、鋼の耐硝酸腐食性を低下する。したがって、Ｃ含有量は、０．０５０％以下である。Ｃ含有量の下限は特に設けないが、０．００２％以上であれば、上記効果が顕著に得られる。好ましいＣ含有量の上限は、０．０５０％未満であり、さらに好ましくは０．０３０％である。さらに好ましいＣ含有量の下限は０．０１０％である。
Ｓｉ：０．０１〜１．００％
珪素（Ｓｉ）は、鋼を脱酸する。Ｓｉはさらに、鋼の耐酸化性を高める。一方、Ｓｉが過剰に含有されれば、Ｓｉは結晶粒界に偏析する。偏析したＳｉが、塩化物を含む燃焼スラグと反応することにより、粒界腐食が発生する。Ｓｉが過剰に含有されればさらに、延性等の鋼の機械的性質が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は、０．０１〜１．００％である。好ましいＳｉ含有量の下限は、０．０１％よりも高く、さらに好ましくは、０．１０％であり、さらに好ましくは、０．２０％である。好ましいＳｉ含有量の上限は、１．００％未満であり、さらに好ましくは、０．４０％であり、さらに好ましくは、０．３０％である。
珪素（Ｓｉ）は、鋼を脱酸する。Ｓｉはさらに、鋼の耐酸化性を高める。一方、Ｓｉが過剰に含有されれば、Ｓｉは結晶粒界に偏析する。偏析したＳｉが、塩化物を含む燃焼スラグと反応することにより、粒界腐食が発生する。Ｓｉが過剰に含有されればさらに、延性等の鋼の機械的性質が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は、０．０１〜１．００％である。好ましいＳｉ含有量の下限は、０．０１％よりも高く、さらに好ましくは、０．１０％であり、さらに好ましくは、０．２０％である。好ましいＳｉ含有量の上限は、１．００％未満であり、さらに好ましくは、０．４０％であり、さらに好ましくは、０．３０％である。
Ｍｎ：１．７５〜２．５０％
マンガン（Ｍｎ）は、鋼に固溶して、鋼の高温強度を高める。さらに、Ｍｎが含有されても、鋼の耐硝酸腐食性は低下しにくい。したがって、Ｍｎは、鋼の耐硝酸腐食性を維持しつつ、高温強度を高めるのに有効である。Ｍｎはさらに、鋼を脱酸する。Ｍｎはさらに、オーステナイト形成元素であり、マトリックス中のオーステナイト相を安定化する。Ｍｎはさらに、鋼中のＳと結合してＭｎＳを形成し、鋼の熱間加工性を高める。一方、Ｍｎが過剰に含有されれば、鋼の加工性及び溶接性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は、１．７５〜２．５０％である。好ましいＭｎ含有量の下限は、１．７５％よりも高く、さらに好ましくは、１．８５％であり、さらに好ましくは１．９０％である。好ましいＭｎ含有量の上限は、２．５０％未満であり、さらに好ましくは、２．３０％であり、さらに好ましくは２．００％である。
マンガン（Ｍｎ）は、鋼に固溶して、鋼の高温強度を高める。さらに、Ｍｎが含有されても、鋼の耐硝酸腐食性は低下しにくい。したがって、Ｍｎは、鋼の耐硝酸腐食性を維持しつつ、高温強度を高めるのに有効である。Ｍｎはさらに、鋼を脱酸する。Ｍｎはさらに、オーステナイト形成元素であり、マトリックス中のオーステナイト相を安定化する。Ｍｎはさらに、鋼中のＳと結合してＭｎＳを形成し、鋼の熱間加工性を高める。一方、Ｍｎが過剰に含有されれば、鋼の加工性及び溶接性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は、１．７５〜２．５０％である。好ましいＭｎ含有量の下限は、１．７５％よりも高く、さらに好ましくは、１．８５％であり、さらに好ましくは１．９０％である。好ましいＭｎ含有量の上限は、２．５０％未満であり、さらに好ましくは、２．３０％であり、さらに好ましくは２．００％である。
Ｐ：０．０５０％以下
燐（Ｐ）は不純物である。Ｐは、鋼の溶接性及び加工性を低下する。したがって、Ｐ含有量は少ない方が好ましい。Ｐ含有量は、０．０５０％以下である。好ましいＰ含有量の上限は、０．０５０％未満であり、さらに好ましくは、０．０２０％以下であり、さらに好ましくは、０．０１５％以下である。
燐（Ｐ）は不純物である。Ｐは、鋼の溶接性及び加工性を低下する。したがって、Ｐ含有量は少ない方が好ましい。Ｐ含有量は、０．０５０％以下である。好ましいＰ含有量の上限は、０．０５０％未満であり、さらに好ましくは、０．０２０％以下であり、さらに好ましくは、０．０１５％以下である。
Ｓ：０．０１００％以下
（硫黄）Ｓは、不純物である。Ｓは、鋼の溶接性及び加工性を低下する。したがって、Ｓ含有量は少ない方が好ましい。Ｓ含有量は、０．０１００％以下である。好ましいＳ含有量の上限は、０．０１００％よりも低く、さらに好ましくは、０．００２０％であり、さらに好ましくは、０．００１２％である。
（硫黄）Ｓは、不純物である。Ｓは、鋼の溶接性及び加工性を低下する。したがって、Ｓ含有量は少ない方が好ましい。Ｓ含有量は、０．０１００％以下である。好ましいＳ含有量の上限は、０．０１００％よりも低く、さらに好ましくは、０．００２０％であり、さらに好ましくは、０．００１２％である。
Ｎｉ：２０．００〜２４．００％
ニッケル（Ｎｉ）は、オーステナイト形成元素であり、マトリックス中のオーステナイト相を安定化する。Ｎｉはさらに、鋼の高温強度及び耐硝酸腐食性を高める。一方、Ｎｉが過剰に含有されれば、Ｎの固溶限が減少し強度の低下及び窒化物析出により鋼の耐硝酸腐食性をかえって低下させる。したがって、Ｎｉ含有量は、２０．００〜２４．００％である。好ましいＮｉ含有量の下限は、２０．００％よりも高く、さらに好ましくは、２１．００％であり、さらに好ましくは、２２．００％である。好ましいＮｉ含有量の上限は、２４．００％未満であり、さらに好ましくは、２３．００％であり、さらに好ましくは、２２．７５％である。
ニッケル（Ｎｉ）は、オーステナイト形成元素であり、マトリックス中のオーステナイト相を安定化する。Ｎｉはさらに、鋼の高温強度及び耐硝酸腐食性を高める。一方、Ｎｉが過剰に含有されれば、Ｎの固溶限が減少し強度の低下及び窒化物析出により鋼の耐硝酸腐食性をかえって低下させる。したがって、Ｎｉ含有量は、２０．００〜２４．００％である。好ましいＮｉ含有量の下限は、２０．００％よりも高く、さらに好ましくは、２１．００％であり、さらに好ましくは、２２．００％である。好ましいＮｉ含有量の上限は、２４．００％未満であり、さらに好ましくは、２３．００％であり、さらに好ましくは、２２．７５％である。
Ｃｒ：２３．００〜２７．００％
クロム（Ｃｒ）は、鋼の耐硝酸腐食性を高める。Ｃｒはさらに、鋼に固溶して鋼の高温強度を高める。一方、Ｃｒが過剰に含有されれば、鋼中にσ相が析出し、鋼の耐硝酸腐食性が低下する。σ相はさらに、鋼の溶接性及び加工性を低下する。したがって、Ｃｒ含有量は、２３．００〜２７．００％である。好ましいＣｒ含有量の下限は、２３．００％よりも高く、さらに好ましくは、２４．００％であり、さらに好ましくは、２４．５０％である。好ましいＣｒ含有量の上限は、２７．００％未満であり、さらに好ましくは、２６．００％であり、さらに好ましくは、２５．５０％である。
クロム（Ｃｒ）は、鋼の耐硝酸腐食性を高める。Ｃｒはさらに、鋼に固溶して鋼の高温強度を高める。一方、Ｃｒが過剰に含有されれば、鋼中にσ相が析出し、鋼の耐硝酸腐食性が低下する。σ相はさらに、鋼の溶接性及び加工性を低下する。したがって、Ｃｒ含有量は、２３．００〜２７．００％である。好ましいＣｒ含有量の下限は、２３．００％よりも高く、さらに好ましくは、２４．００％であり、さらに好ましくは、２４．５０％である。好ましいＣｒ含有量の上限は、２７．００％未満であり、さらに好ましくは、２６．００％であり、さらに好ましくは、２５．５０％である。
Ｍｏ：１．８０〜３．２０％
モリブデン（Ｍｏ）は、鋼の耐硝酸腐食性を高める。Ｍｏはさらに、鋼に固溶して鋼の高温強度を高める。一方、Ｍｏが過剰に含有されれば、鋼中にσ相が析出し、鋼の耐硝酸腐食性が低下する。σ相はさらに、鋼の溶接性及び加工性を低下する。したがって、Ｍｏ含有量は、１．８０〜３．２０％である。好ましいＭｏ含有量の下限は、１．８０％よりも高く、さらに好ましくは、１．９０％であり、さらに好ましくは、２．００％である。好ましいＭｏ含有量の上限は、３．２０％未満であり、さらに好ましくは、２．８０％であり、さらに好ましくは、２．５０％である。
モリブデン（Ｍｏ）は、鋼の耐硝酸腐食性を高める。Ｍｏはさらに、鋼に固溶して鋼の高温強度を高める。一方、Ｍｏが過剰に含有されれば、鋼中にσ相が析出し、鋼の耐硝酸腐食性が低下する。σ相はさらに、鋼の溶接性及び加工性を低下する。したがって、Ｍｏ含有量は、１．８０〜３．２０％である。好ましいＭｏ含有量の下限は、１．８０％よりも高く、さらに好ましくは、１．９０％であり、さらに好ましくは、２．００％である。好ましいＭｏ含有量の上限は、３．２０％未満であり、さらに好ましくは、２．８０％であり、さらに好ましくは、２．５０％である。
Ｎ：０．１１０〜０．１８０％
窒素（Ｎ）は、オーステナイト形成元素であり、マトリックス中のオーステナイト相を安定化する。窒素はさらに、微細な窒化物を形成して結晶粒を微細化し、鋼の高温強度を高める。また、表面皮膜を安定化させる効果もあり耐硝酸腐食性を高める。一方、Ｎが過剰に含有されれば、窒化物が過剰に生成され、鋼の熱間加工性が低下し、さらに、耐硝酸腐食性が低下する。したがって、Ｎ含有量は、０．１１０〜０．１８０％である。好ましいＮ含有量の下限は、０．１１０％よりも高く、さらに好ましくは、０．１２０％よりも高く、さらに好ましくは、０．１３０％である。好ましいＮ含有量の上限は、０．１８０％未満であり、さらに好ましくは、０．１７０％であり、さらに好ましくは、０．１６０％である。
窒素（Ｎ）は、オーステナイト形成元素であり、マトリックス中のオーステナイト相を安定化する。窒素はさらに、微細な窒化物を形成して結晶粒を微細化し、鋼の高温強度を高める。また、表面皮膜を安定化させる効果もあり耐硝酸腐食性を高める。一方、Ｎが過剰に含有されれば、窒化物が過剰に生成され、鋼の熱間加工性が低下し、さらに、耐硝酸腐食性が低下する。したがって、Ｎ含有量は、０．１１０〜０．１８０％である。好ましいＮ含有量の下限は、０．１１０％よりも高く、さらに好ましくは、０．１２０％よりも高く、さらに好ましくは、０．１３０％である。好ましいＮ含有量の上限は、０．１８０％未満であり、さらに好ましくは、０．１７０％であり、さらに好ましくは、０．１６０％である。
本発明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。不純物は、鋼の原料として利用される鉱石やスクラップ、あるいは製造過程の環境等から混入される元素をいう。
［結晶粒度］
本発明によるオーステナイト系ステンレス鋼におけるＪＩＳ Ｇ０５５１（２００５）に基づき約２０％の硝酸水溶液を用いて腐食させて測定した結晶粒の粒度番号は、６．０以上である。粒度番号が６．０以上であれば、オーステナイト系ステンレス鋼は、耐硝酸腐食性を維持しつつ、優れた高温強度を有する。
本発明によるオーステナイト系ステンレス鋼におけるＪＩＳ Ｇ０５５１（２００５）に基づき約２０％の硝酸水溶液を用いて腐食させて測定した結晶粒の粒度番号は、６．０以上である。粒度番号が６．０以上であれば、オーステナイト系ステンレス鋼は、耐硝酸腐食性を維持しつつ、優れた高温強度を有する。
［シグマ相面積率］
本発明によるオーステナイト系ステンレス鋼ではさらに、鋼中のシグマ相（以下、σ相という）の面積率が０．１％以下である。ここで、σ相の面積率は、以下の方法により算出される。
本発明によるオーステナイト系ステンレス鋼ではさらに、鋼中のシグマ相（以下、σ相という）の面積率が０．１％以下である。ここで、σ相の面積率は、以下の方法により算出される。
オーステナイト系ステンレス鋼材の任意の箇所からミクロ観察用の試料を採取する。採取された試料の表面を機械研磨し、エッチングする。エッチングされた試料表面において、光学顕微鏡で２０点×２０点の計４００点の格子の入った４００倍のレンズを用いて任意の６視野を観察する。各視野の観察領域は２２５μｍ２である。各視野における格子点上に存在するσ相の数をカウントし、６視野の総格子点（２４００点）で除した値を、σ相の面積率（単位は％）と定義する。
本発明において、鋼中のσ相の面積率は、０．１％以下である。そのため、本発明によるオーステナイト系ステンレス鋼は、優れた耐硝酸腐食性を有する。上述の化学組成を有する鋼を後述の製造方法により製造すれば、σ相の面積率が０．１％以下になる。好ましいσ相の面積率は０．０５％未満であり、さらに好ましくは、０．０１％以下である。
以上の構成を有する本発明のオーステナイト系ステンレス鋼は、優れた高温強度及び耐硝酸腐食性を有する。具体的には、本発明によるオーステナイト系ステンレス鋼の２３０℃における高温強度は２２０ＭＰａ以上である。ここでいう降伏強度は、０．２％耐力で定義される。さらに、ＪＩＳ Ｇ０５７３（１９９９）に準拠した６５％硝酸腐食試験（ヒューイ試験）により得られる腐食度は０．０８５ｇ／ｍ２／ｈ以下である。
好ましくは、上述の化学組成において、Ｃ及びＮの総含有量は、０．１４５％以上である。この場合、オーステナイト系ステンレス鋼の高温強度がさらに高まる。
［選択元素］
本発明によるオーステナイト系ステンレス鋼はさらに、Ｃａ、Ｍｇ、及び希土類元素（ＲＥＭ）からなる群から選択される１種以上を含有する。これらの元素はいずれも、鋼の熱間加工性を高める。
本発明によるオーステナイト系ステンレス鋼はさらに、Ｃａ、Ｍｇ、及び希土類元素（ＲＥＭ）からなる群から選択される１種以上を含有する。これらの元素はいずれも、鋼の熱間加工性を高める。
Ｃａ０．０１００％以下
カルシウム（Ｃａ）は、選択元素である。Ｃａは、鋼の熱間加工性を高める。一方、Ｃａが過剰に含有されれば、鋼の清浄度が低下する。そのため、鋼の耐硝酸腐食性及び靭性が低下し、鋼の機械的性質が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０．０１００％以下である。Ｃａ含有量が０．０００５％以上であれば、上記効果が顕著に得られる。好ましいＣａ含有量の上限は、０．０１００％未満であり、さらに好ましくは、０．００５０％である。
カルシウム（Ｃａ）は、選択元素である。Ｃａは、鋼の熱間加工性を高める。一方、Ｃａが過剰に含有されれば、鋼の清浄度が低下する。そのため、鋼の耐硝酸腐食性及び靭性が低下し、鋼の機械的性質が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０．０１００％以下である。Ｃａ含有量が０．０００５％以上であれば、上記効果が顕著に得られる。好ましいＣａ含有量の上限は、０．０１００％未満であり、さらに好ましくは、０．００５０％である。
Ｍｇ：０．０１００％以下
マグネシウム（Ｍｇ）は、選択元素である。Ｍｇは、鋼の熱間加工性を高める。一方、Ｍｇが過剰に含有されれば、鋼の清浄度が低下する。そのため、鋼の耐硝酸腐食性及び靭性が低下し、鋼の機械的性質が低下する。したがって、Ｍｇ含有量は０．０１００％以下である。Ｍｇ含有量が０．０００５％以上であれば、上記効果が顕著に得られる。好ましいＭｇ含有量の上限は、０．０１００％未満であり、さらに好ましくは、０．００５０％である。
マグネシウム（Ｍｇ）は、選択元素である。Ｍｇは、鋼の熱間加工性を高める。一方、Ｍｇが過剰に含有されれば、鋼の清浄度が低下する。そのため、鋼の耐硝酸腐食性及び靭性が低下し、鋼の機械的性質が低下する。したがって、Ｍｇ含有量は０．０１００％以下である。Ｍｇ含有量が０．０００５％以上であれば、上記効果が顕著に得られる。好ましいＭｇ含有量の上限は、０．０１００％未満であり、さらに好ましくは、０．００５０％である。
希土類元素（ＲＥＭ）：０．２００％以下
希土類元素（ＲＥＭ）は選択元素である。ＲＥＭは、Ｓとの親和力が高い。そのためＲＥＭは、鋼の熱間加工性を高める。しかしながら、ＲＥＭが過剰に含有されれば、鋼の清浄度が低下する。そのため、鋼の耐硝酸腐食性及び靭性が低下し、鋼の機械的性質が低下する。したがって、ＲＥＭ含有量は０．２００％以下である。ＲＥＭ含有量が０．００１％以上であれば、上記効果が顕著に得られる。好ましいＲＥＭ含有量の上限は、０．１５０％未満であり、さらに好ましくは、０．１００％である。
希土類元素（ＲＥＭ）は選択元素である。ＲＥＭは、Ｓとの親和力が高い。そのためＲＥＭは、鋼の熱間加工性を高める。しかしながら、ＲＥＭが過剰に含有されれば、鋼の清浄度が低下する。そのため、鋼の耐硝酸腐食性及び靭性が低下し、鋼の機械的性質が低下する。したがって、ＲＥＭ含有量は０．２００％以下である。ＲＥＭ含有量が０．００１％以上であれば、上記効果が顕著に得られる。好ましいＲＥＭ含有量の上限は、０．１５０％未満であり、さらに好ましくは、０．１００％である。
ＲＥＭは、周期律表中の原子番号５７のランタン（Ｌａ）から原子番号７１のルテチウム（Ｌｕ）に、イットリウム（Ｙ）及びスカンジウム（Ｓｃ）を加えた１７元素の総称である。ＲＥＭの含有量は、これらの１種又は２種以上の元素の総含有量を意味する。
Ｃａ、Ｍｇ、及びＲＥＭの２種以上が含有される場合、好ましくは、Ｃａ、Ｍｇ、及びＲＥＭの総含有量は０．０１５０％以下である。この場合、鋼の耐硝酸腐食性を維持しつつ、優れた熱間加工性が得られる。
［製造方法］
本発明によるオーステナイト系ステンレス鋼材の製造方法の一例を説明する。
本発明によるオーステナイト系ステンレス鋼材の製造方法の一例を説明する。
上述の化学組成を有する溶鋼を高炉又は電炉溶解により製造する。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施す。
次に、溶鋼から素材を製造する。具体的には、溶鋼を連続鋳造法により鋳造材にする。鋳造材とはたとえばスラブやブルームやビレットである。又は、溶鋼を造塊法によりインゴットにする。本明細書でいう素材とは、たとえば、上述の鋳造材又はインゴットである。次に、製造された素材（鋳造材又はインゴット）を周知の方法により熱間加工して、オーステナイト系ステンレス鋼材にする。オーステナイト系ステンレス鋼材はたとえば、鋼管（継目無管又は溶接鋼管）、鋼板、棒鋼、線材、鍛鋼等である。熱間加工はたとえば、穿孔圧延、熱間圧延、熱間鍛造等である。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、冷間圧延、冷間抽伸等の冷間加工を実施してもよい。
製造されたオーステナイト系ステンレス鋼材に対して溶体化処理を実施する。溶体化処理の温度（溶体化温度）は、１０５０〜１１００℃である。溶体化温度が１０５０℃未満であれば、σ相が生成され、鋼中のσ相の面積率が０．１％を超える。一方、溶体化温度が１１００℃を超えれば、結晶粒が粗大化して、粒度番号が６．０未満になる。溶体化温度が１０５０〜１１００℃であれば、結晶粒の粒度番号が６．０以上であり、かつ、σ相の面積率が０．１％以下になる。
溶体化温度での好ましい保持（均熱）時間は、１分〜１０分である。さらに好ましくは、均熱時間の上限は５分である。溶体化処理では、鋼を溶体化温度で所定時間保持した後、急冷する。
以上の工程により、本発明によるオーステナイト系ステンレス鋼が製造される。
複数種類のオーステナイト系ステンレス鋼材を製造し、各鋼材の高温強度及び耐硝酸腐食性を調査した。
［調査方法］
表１に示す化学組成を有するマーク１〜１２のオーステナイト系ステンレス鋼を高周波加熱真空炉で溶解し、インゴットを製造した。
表１に示す化学組成を有するマーク１〜１２のオーステナイト系ステンレス鋼を高周波加熱真空炉で溶解し、インゴットを製造した。
表１中の各元素記号欄（Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎ、Ｃａ、ＲＥＭ）には、各マークの鋼中の対応する元素の含有量（質量％）が記入されている。各マークの化学組成の表１に記載された元素以外の残部は、Ｆｅ及び不純物である。表中の「−」は、対応する元素含有量が不純物レベルであることを示す。
マーク１〜３、６、７及び１２の化学組成は、本発明の範囲内であった。一方、マーク４及び５のＭｎ含有量は、本発明のＭｎ含有量の下限未満であった。マーク８のＮｉ含有量は本発明のＮｉ含有量の下限未満であり、マーク９のＮｉ含有量は本発明のＮｉ含有量の上限を超えた。マーク１０のＮ含有量の下限は本発明のＮ含有量の下限未満であり、マーク１１のＮ含有量は本発明のＮ含有量の上限を超えた。
製造された各インゴットを、熱間鍛造し、熱間圧延して中間材を製造した。さらに、中間材を冷間圧延して、厚さ３０ｍｍのオーステナイト系ステンレス鋼板を製造した。
製造された鋼板に対して、表１に示す溶体化温度で溶体化処理を実施した。溶体化温度での保持時間は、いずれのマークも３分であった。保持時間経過後、鋼板を急冷（水冷）した。
［σ相面積率］
製造された各マークの鋼板の任意の箇所からミクロ試験観察用の試料を採取した。採取された試料の表面を機械研磨し、エッチングした。エッチングされた試料表面において、光学顕微鏡で２０点×２０点の計４００点の格子の入った４００倍のレンズを用いて任意の６視野を観察した。各視野の領域は２２５μｍ２であった。各視野における格子点上に存在するσ相の数をカウントした。σ相の総カウント数を６視野の総格子点数（２４００点）で除した値を、σ相の面積率（単位は％）とした。
製造された各マークの鋼板の任意の箇所からミクロ試験観察用の試料を採取した。採取された試料の表面を機械研磨し、エッチングした。エッチングされた試料表面において、光学顕微鏡で２０点×２０点の計４００点の格子の入った４００倍のレンズを用いて任意の６視野を観察した。各視野の領域は２２５μｍ２であった。各視野における格子点上に存在するσ相の数をカウントした。σ相の総カウント数を６視野の総格子点数（２４００点）で除した値を、σ相の面積率（単位は％）とした。
［結晶粒度の顕微鏡試験］
製造された各マークの鋼板から試験片を採取した。試験片を用いて、ＪＩＳ Ｇ０５５１（２００５）に準拠した結晶粒度の顕微鏡試験を実施し、各マークのオーステナイト結晶粒の結晶粒度番号を求めた。
製造された各マークの鋼板から試験片を採取した。試験片を用いて、ＪＩＳ Ｇ０５５１（２００５）に準拠した結晶粒度の顕微鏡試験を実施し、各マークのオーステナイト結晶粒の結晶粒度番号を求めた。
［高温強度試験］
製造された各マークの鋼板から、平行部の外径が６ｍｍの丸棒試験片を採取した。採取された丸棒試験片を用いて、ＪＩＳ Ｇ０５６７（１９９８）に準拠した高温引張試験を実施し、各マークの降伏強度（ＭＰａ）を求めた。試験温度は２３０℃であった。また、０．２％耐力を降伏強度と定義した。
製造された各マークの鋼板から、平行部の外径が６ｍｍの丸棒試験片を採取した。採取された丸棒試験片を用いて、ＪＩＳ Ｇ０５６７（１９９８）に準拠した高温引張試験を実施し、各マークの降伏強度（ＭＰａ）を求めた。試験温度は２３０℃であった。また、０．２％耐力を降伏強度と定義した。
［６５％硝酸腐食試験］
ＪＩＳ Ｇ０５７３（１９９９）に準拠した６５％硝酸腐食試験（ヒューイ試験）を実施して、各マークの鋼板の耐硝酸腐食性を調査した。具体的には、各マークの鋼板から４０ｍｍ×１０ｍｍ×２ｍｍの試験片を採取した。試験片の表面積は１０００ｍｍ２であった。さらに、硝酸の濃度が６５質量％である試験溶液を準備した。沸騰した試験溶液内に試験片を４８時間浸漬した（１回目浸漬試験）。試験終了後、新しい試験溶液を準備し、２回目の浸漬試験を実施した。具体的には、１回目浸漬試験に利用した試験溶液から試料を取り出し、試験片を２回目の浸漬試験用の試験溶液に４８時間浸漬した。以上のような浸漬試験を５回（第１回目〜第５回目まで）繰り返した。
ＪＩＳ Ｇ０５７３（１９９９）に準拠した６５％硝酸腐食試験（ヒューイ試験）を実施して、各マークの鋼板の耐硝酸腐食性を調査した。具体的には、各マークの鋼板から４０ｍｍ×１０ｍｍ×２ｍｍの試験片を採取した。試験片の表面積は１０００ｍｍ２であった。さらに、硝酸の濃度が６５質量％である試験溶液を準備した。沸騰した試験溶液内に試験片を４８時間浸漬した（１回目浸漬試験）。試験終了後、新しい試験溶液を準備し、２回目の浸漬試験を実施した。具体的には、１回目浸漬試験に利用した試験溶液から試料を取り出し、試験片を２回目の浸漬試験用の試験溶液に４８時間浸漬した。以上のような浸漬試験を５回（第１回目〜第５回目まで）繰り返した。
各浸漬試験（第１回目〜第５回目）の前後で、試験片の質量を測定し、差分（質量減量）を求めた。質量減量に基づいて、各浸漬試験ごとに、試験片の単位面積当たり単位時間での質量減量（以下、単位質量減量という、単位はｇ／ｍ２／ｈ）を求めた。求めた５回（第１回目〜第５回目）の単位質量減量の平均値を、腐食度（ｇ／ｍ２／ｈ）と定義した。
［試験結果］
試験結果を表２に示す。
試験結果を表２に示す。
表２を参照して、マーク１〜３の化学組成は本発明の化学組成の範囲内であり、溶体化温度も１０５０〜１１００℃の範囲内であった。したがって、マーク１〜３のオーステナイト系ステンレス鋼板のσ相面積率は０．１％以下であり、かつ、粒度番号は６．０以上であった。そのため、マーク１〜３の高温強度は２２０ＭＰａ以上であり、腐食度は０．０８５ｇ／ｍ２／ｈ以下であった。
一方、マーク４のＭｎ含有量は、本発明のＭｎ含有量の下限未満であり、かつ、溶体化温度が１１００℃を超えた。そのため、マーク４の粒度番号は６．０未満であり、高温強度は２２０ＭＰａ未満であった。
マーク５のＭｎ含有量は本発明のＭｎ含有量の下限未満であった。そのため、マーク５の高温強度は２２０ＭＰａ未満であった。
マーク６の化学組成は本発明の化学組成の範囲内であったものの、溶体化温度が１１００℃を超えた。そのため、マーク６の粒度番号は６．０未満であり、高温強度は２２０ＭＰａ未満であった。
マーク７及び１２の化学組成は本発明の化学組成の範囲内であったものの、溶体化温度が１０５０℃未満であった。そのため、σ相面積率が０．１％を超えた。その結果、腐食度が０．０８５ｇ／ｍ２／ｈを超えた。
マーク８のＮｉ含有量は、本発明のＮｉ含有量の下限未満であった。そのため、高温強度が２２０ＭＰａ未満であり、腐食度が０．０８５ｇ／ｍ２／ｈを超えた。
マーク９のＮｉ含有量は、本発明のＮｉ含有量の上限を超えた。そのため、腐食
度が０．０８５ｇ／ｍ２／ｈを超えた。
度が０．０８５ｇ／ｍ２／ｈを超えた。
マーク１０のＮ含有量は、本発明のＮ含有量の下限未満であった。そのため、粒度番号が６．０未満であった。したがって、高温強度は２２０ＭＰａ未満であり、腐食度が０．０８５ｇ／ｍ２／ｈを超えた。
マーク１１のＮ含有量は、本発明のＮ含有量の上限を超えた。そのため、腐食度が０．０８５ｇ／ｍ２／ｈを超えた。
なお、マーク１〜３、７及び１２を参照して、σ相面積率は、溶体化温度が上昇するに従い、顕著に低下した。そして、溶体化温度が１０５０℃以上の場合、σ相面積率は０．１％以下となった。
以上、本発明の実施の形態を説明したが、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。よって、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形して実施することが可能である。
本発明は、高温強度及び耐硝酸腐食性を求められる鋼材に広く適用でき、たとえば、化学プラント用鋼材に適用できる。本発明は特に、尿素プラント用鋼材に好適である。
Claims (5)
- 質量％で、
Ｃ：０．０５０％以下、
Ｓｉ：０．０１〜１．００％、
Ｍｎ：１．７５〜２．５０％、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ｎｉ：２０．００〜２４．００％、
Ｃｒ：２３．００〜２７．００％、
Ｍｏ：１．８０〜３．２０％、及び、
Ｎ：０．１１０〜０．１８０％、
を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、
ＪＩＳ Ｇ０５５１（２００５）に基づく結晶粒の粒度番号が６．０以上であり、
σ相の面積率が０．１％以下である、オーステナイト系ステンレス鋼。 - 請求項１に記載のオーステナイト系ステンレス鋼であってさらに、
前記Ｆｅの一部に代えて、
Ｃａ：０．０１００％以下、
Ｍｇ：０．０１００％以下、及び、
希土類元素（ＲＥＭ）：０．２００％以下からなる群から選択される１種又は２種以上を含有する、オーステナイト系ステンレス鋼。 - 請求項１又は請求項２に記載のオーステナイト系ステンレス鋼であって、
２３０℃における降伏強度が２２０ＭＰａ以上であり、ＪＩＳ Ｇ０５７３（１９９９）に準拠した６５％硝酸腐食試験における腐食度が０．０８５ｇ／ｍ２／ｈ以下である、オーステナイト系ステンレス鋼。 - 質量％で、Ｃ：０．０５０％以下、Ｓｉ：０．０１〜１．００％、Ｍｎ：１．７５〜２．５０％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｎｉ：２０．００〜２４．００％、Ｃｒ：２３．００〜２７．００％、Ｍｏ：１．８０〜３．２０％、及び、Ｎ：０．１１０〜０．１８０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる素材を準備する工程と、
前記素材を熱間加工して鋼材を製造する工程と、
前記鋼材に対して、１０５０〜１１００℃の溶体化温度で溶体化処理を実施する工程とを備える、オーステナイト系ステンレス鋼材の製造方法。 - 請求項４に記載のオーステナイト系ステンレス鋼材の製造方法であって、
前記素材はさらに、前記Ｆｅの一部に代えて、Ｃａ：０．０１００％以下、Ｍｇ：０．０１００％以下、及び、希土類元素（ＲＥＭ）：０．２００％以下からなる群から選択される１種又は２種以上を含有する、オーステナイト系ステンレス鋼材の製造方法。
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