WO2010110003A1 - オーステナイト系ステンレス鋼 - Google Patents

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貴代子 竹田
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Definitions

  • Patent Document 5 discloses an austenitic stainless steel in which N and P are reduced in order to prevent deterioration of mechanical strength and grain boundary corrosion resistance due to neutron irradiation brittleness or neutron irradiation induced segregation.
  • Patent Document 3 not only the suppression of the precipitation of Cr carbide at the grain boundaries but also the control of the appropriate content of each element, including the reduction of cracking susceptibility in the weld heat affected zone, has not been studied.
  • impurities in the “Fe and impurities” as the remainder refers to materials mixed due to raw materials such as ores and scraps and other various factors when manufacturing steel materials industrially.
  • S 0.002% or less
  • S is an element contained as an impurity, and its content increases. Particularly when it exceeds 0.002%, grain boundary embrittlement is caused and corrosion resistance is also deteriorated.
  • the austenitic stainless steel of the present invention mainly suppresses grain boundary sensitization by fixing Cr as nitrides in the grains, and the intragranular strength increases due to the promotion of precipitation of intragranular nitrides.
  • S when S is contained in an amount exceeding 0.002%, the difference in strength from the grain boundary embrittled by the segregation of S is increased, and the crack susceptibility is increased in the weld heat affected zone. Therefore, the S content needs to be limited to 0.002% or less.
  • the S content is preferably 0.001% or less.
  • the inside of the groove was further laminated and welded under the condition of 19 KJ / cm using a “DNicrFe-3” coated arc welding rod.
  • the interpass temperature was set to 150 ° C. or lower.
  • the present invention is a SUS310 type austenitic stainless steel with a high content of Cr and Ni, which is excellent in corrosion resistance, particularly intergranular corrosion resistance, and also in crack resistance in the weld heat affected zone. Austenitic stainless steel is obtained. This stainless steel exhibits particularly excellent effects as a material for structural members of nuclear power plants.

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Abstract

　【解決手段】Ｃ≦０．０２％、Ｓｉ：０．０１～０．５０％、Ｍｎ：０．０１～２．０％、Ｃｒ：２４～２６％、Ｎｉ：１９～２２％、Ｍｏ：０．１０％を超えて０．５０％未満およびＮ：０．０４％を超えて０．１５％以下、ならびに、Ｎｂ≦０．３０％およびＶ≦０．４０％の１種または２種を含み、残部がＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＰ、ＳおよびＳｎがそれぞれ、Ｐ≦０．０３０％、Ｓ≦０．００２％およびＳｎ≦０．０１５％で、かつ、〔２．５≦３６Ｎｂ＋５３Ｖ＋１５Ｎ≦２５．０〕および〔Ｓ＋｛（Ｐ＋Ｓｎ）／２｝≦－５．７６×１０－４×（３６Ｎｂ＋５３Ｖ＋１５Ｎ）＋０．０２６７〕を満足するオーステナイト系ステンレス鋼は、耐食性、特に、耐粒界腐食性に優れ、溶接熱影響部における耐割れ感受性にも優れている。このオーステナイト系ステンレス鋼は、特に、原子力プラントの構造部材の素材として優れている。

Description

オーステナイト系ステンレス鋼
　本発明は、オーステナイト系ステンレス鋼に関する。より詳しくは、本発明は、原子力プラントの構造部材に用いられる、耐食性（特に、耐粒界腐食性）に優れ、しかも、溶接熱影響部における耐割れ感受性にも優れるオーステナイト系ステンレス鋼、なかでも、ＣｒとＮｉの含有量が多いＳＵＳ３１０型の、特に、高温水環境で用いられる構造部材に好適な、オーステナイト系ステンレス鋼に関する。
　ＳＵＳ３１０ステンレス鋼は、ＳＵＳ３１６ステンレス鋼およびＳＵＳ３０４ステンレス鋼よりも耐粒界腐食性、耐全面腐食性等の耐食性に優れ、加工性および機械的特性も良好なため、例えば、原子力プラント等の高温水環境で用いられる構造部材の素材として用いられている。しかしながら、溶接されたり高温加熱がなされた場合には、その溶接および高温加熱による熱影響部には顕著な粒界腐食を生じる場合がある。この粒界腐食を生じる現象は鋭敏化と呼ばれ、粒界へのＣｒ炭化物の析出に伴い、粒界周囲のＣｒ濃度が低下して、耐食性が不十分なＣｒ欠乏層が生成するのが原因である。
　従来、この鋭敏化対策として、Ｃ含有量を低く抑えたり、ＣをＴｉやＮｂの化合物として粒内に固定して、粒界でのＣｒ炭化物の析出を抑制し、Ｃｒ欠乏層の生成を抑制する手法が取られている。しかしながら、ＳＵＳ３１０ステンレス鋼の場合、Ｃｒ含有量が多いこともあって、鋭敏化抑制に対する検討は十分ではない。
　Ｃｒ含有量が多いオーステナイト系ステンレス鋼に関しては、例えば、特許文献１～６に開示されたものがある。
　すなわち、特許文献１に、塩化物イオン（Ｃｌ－）濃度が１０ｐｐｍ以下で１００℃以上の高温純水中において耐応力腐食割れ性に優れる材料として、２０～３０％のＣｒ、２０～３０％のＮｉおよび０．５～４％のＭｏを含むオーステナイト系ステンレス鋼が開示されている。
　特許文献２には、耐食性の観点からＭｏを０．０５～３．０％含有し、炭化物形成および強度確保の観点からＴｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒを各々０．００１～１．０％の範囲で、いずれか一種以上を含むことを特徴とするＣｒおよびＮｉの含有量の多いオーステナイト系ステンレス鋼が開示されている。
　特許文献３には、Ｃ、Ｓｉ、ＰおよびＳの含有量を最小限に抑え、かつ、Ｍｏおよび／またはＮｂを含有させた耐粒界腐食性および耐粒界応力腐食割れ性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼が開示されている。
　Ｃｒ含有量の多いＳＵＳ３１０ステンレス鋼に関しては、硝酸環境において、鋼中のＰおよびＺｒによって粒界腐食が引き起こされる。このため、特許文献４に、ＰをＮｂ添加と特殊な熱処理により粒内に固着化させる「オーステナイト系ステンレス鋼の製造方法」が開示されている。
　特許文献５には、中性子照射脆性または中性子照射誘起偏析による機械的強度および粒界耐食性の劣化を防止するために、ＮおよびＰを低減させたオーステナイト系ステンレス鋼が開示されている。
　特許文献６には、耐中性子照射脆化を改善するために、結晶粒界へのＭ２３Ｃ６の析出を積極的に利用し、固溶化熱処理後に６００～７５０℃の時効処理を施し、結晶粒界にＭ２３Ｃ６を積極的に整合析出させて結晶粒界を強固にして耐応力腐食割れ性を向上させたＳＵＳ３１０ステンレス鋼が開示されている。
　一方、Ｃｒ含有量が少ないオーステナイト系ステンレス鋼の鋭敏化抑制技術が、例えば、特許文献７に開示されている。
　すなわち、特許文献７には、１６～１８％のＣｒと１０％を超えて１４％未満のＮｉを含むＳＵＳ３１６型のステンレス鋼において、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉの１種または２種以上を含み、かつ、それらが、〔０．００１３≦（Ｖ／５１）＋（Ｎｂ／９３）＋（Ｔｉ／４８）≦０．００２５〕と〔｛（Ｃ／１２）＋（Ｎ／１４）｝－｛（Ｖ／５１）＋（Ｎｂ／９３）＋（Ｔｉ／４８）｝≦０．００５８〕という２つの式を満たすことにより、ＣおよびＮを粒内に固定化して、鋭敏化を抑制する技術が開示されている。
特開昭５２－１０８３１６号公報 特開２００５－１５８９６号公報 特開昭６２－２８７０５１号公報 特開平５－２６３１３１号公報 特開平８－１６５５４５号公報 ＷＯ９９／０９２２９号公報 ＷＯ２００７／１３８８１５号公報
　前述の特許文献１には、鋭敏化抑制の観点から、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｔａなどを含有させることが開示されているが、絶対量として限定されているのみであって、Ｃ量との相関については述べられていない。さらに、Ｍｏは耐食性改善元素として含有量が規定されているだけであって、鋭敏化抑制という観点からは含有量が多いため、熱間加工性の低下が懸念される。
　特許文献２では、Ｔｉ、Ｎｂ、ＶおよびＺｒは炭化物を形成して強度を向上させるのに有効な元素としており、鋭敏化抑制のためにそれらの含有量の制御が必要なことについては検討されていない。
　特許文献３では、粒界へのＣｒ炭化物の析出抑制だけではなく、溶接熱影響部での割れ感受性の低減も合わせた各元素の適切な含有量の制御についての検討もなされていない。
　さらに、特許文献４では、鋭敏化抑制についての検討は何らなされていない。
　特許文献５では、中性子照射下での耐食性維持のため、炭化物形成元素であるＮｂ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｔａ、ＨｆおよびＶの一種又は二種以上を合計で１．０％以下含有させているが、耐食性だけでなく加工性をも考慮した各元素の適切な含有量については何ら検討されていない。
　特許文献６で提案された技術は、Ｃを粒内に固定化して鋭敏化を抑制するものではない。
　特許文献７で提案された技術は、前記ＳＵＳ３１６型のステンレス鋼の鋭敏化抑制対策としては極めて有効なものである。しかしながら、ＳＵＳ３１６型のステンレス鋼に比べて、より高Ｃｒ－高Ｎｉ材であるＳＵＳ３１０ステンレス鋼は、ＳＵＳ３１６型のステンレス鋼よりも容易に鋭敏化する。このため、ＳＵＳ３１０ステンレス鋼に対して、特許文献７で提案された技術で必ずしも十分な効果が得られるというものではない。
　そこで、本発明は、耐食性、特に、耐粒界腐食性に優れ、しかも、溶接熱影響部における耐割れ感受性にも優れたオーステナイト系ステンレス鋼、なかでも、ＣｒとＮｉの含有量が多いＳＵＳ３１０型の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。
　本発明の基本思想は、母材のＣｒおよびＮｉ含有量を高めてＳＵＳ３１６型ステンレス鋼に比べてより一層優れた耐食性を備えるＳＵＳ３１０型オーステナイト系ステンレス鋼において、（ａ）Ｃｒを粒内に窒化物として析出させることにより、粒内のＣｒ固溶量を低減することで、粒界でのＣｒ系炭化物の析出を抑制して、オーステナイト系ステンレス鋼の粒界腐食を防止する点、かつ、（ｂ）Ｃｒ系窒化物の析出量の増加による溶接熱影響部での割れ感受性の増大を抑制するために、粒界での不純物元素量を制御する点、にある。
　通常、オーステナイト系ステンレス鋼における粒界へのＣｒ系炭化物の析出の抑制には、炭化物形成の源となるＣを、Ｃとの親和力の高い元素、例えば、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉと結合させて粒内に炭化物として固定する手法が考えられる。
　しかしながら、高耐食性を備えるためにＣ含有量を低減した場合においては、粒界鋭敏化をきたす温度域よりも高温で安定して炭化物を粒内から析出させるために、多量のＮｂ、Ｖ、Ｔｉ等のＣを固定化する元素を含有させなければならない。さらに、上記の場合には、粒内と粒界の自由エネルギーバランスによっては、粒界からの炭化物析出が助長され、結果として耐食性が劣化することがある。
　そこで本発明者らは、Ｎｂ、Ｖ等の炭窒化物を粒内に固定し、粒界へのＣｒ炭化物の析出を抑制することで粒界腐食を防止するだけでなく、Ｎの含有量を高めることで、Ｃｒ（Ｎｂ、Ｖ）Ｎおよび／または、一部ＮｂとＶの１種以上が固溶したＣｒ２Ｎ窒化物等のＣｒ系窒化物を粒内析出させることにより、さらなる鋭敏化抑制効果を発現できると着想した。
　これは、高温にて上記のＣｒ系窒化物を析出させることで、粒内におけるＣｒの固溶度が低減するため、結果として鋭敏化温度域での粒界におけるＣｒ主体のＭ２３Ｃ６の析出量を低減でき、耐食性が改善するとの理由に基づくものである。
　そして、特に、Ｎｂおよび／またはＶを含有させることによって、Ｃｒ（Ｎｂ、Ｖ）Ｎ、ＣｒＮｂＮ、ＣｒＶＮ（以下、これらの窒化物をまとめて単に「Ｃｒ（Ｎｂ、Ｖ）Ｎ」という。）の析出温度を高温化することができ、耐食性改善の効果を著しく高めることができることがわかった。
　一方、Ｔｉに関してはＣｒ２Ｎの析出を増大させるものの、より高温で安定なＣｒ（Ｎｂ、Ｖ）Ｎの析出を促進させる効果はない。このため、特に、ＮｂおよびＶを含有させることの効果が大きい。
　本発明者らは、さらなる耐食性の向上のためにＭｏの作用についても検討を加えた。
　すなわち、一般に、Ｍｏは、耐食性改善元素としてステンレス鋼に加えられるが、２．０～３．０％のＭｏを含有するＳＵＳ３１６の鋭敏化がＳＵＳ３０４の場合よりも遅く生じることから、Ｍｏには、鋭敏化を抑制する効果があることが知られている。
　そこで、Ｃｒ系窒化物形成元素であるＮｂおよびＶと、鋭敏化抑制元素としてのＭｏの役割に着目して、２４～２６％のＣｒと１９～２２％のＮｉを含むＳＵＳ３１０型のステンレス鋼において、鋭敏化抑制効果が得られる適切な含有量について検討した。その結果、下記（ａ）の新しい知見が得られた。
　（ａ）Ｍｏの含有量が０．１０％を超えると、鋭敏化抑制に効果があるが、０．５０％以上になると、むしろＣｒ（Ｎｂ、Ｖ）ＮおよびＣｒ２Ｎ窒化物の析出を抑制する作用が大きくなって、耐食性の改善効果が飽和してしまう。このため、ＳＵＳ３１０型のステンレス鋼の場合のＭｏは、０．１０％を超えて０．５０％未満の含有量とすることが適している。
　そこで、上記の範囲のＭｏを含むとともに、種々の量のＮ、ＮｂおよびＶを含有させたＳＵＳ３１０型のステンレス鋼を用いて耐粒界腐食性および溶接性について調査した。その結果、下記（ｂ）～（ｄ）の事項が明らかになった。
　（ｂ）Ｎの含有量を高めたうえで、Ｎ、ＮｂおよびＶの含有量の上限管理を行い、式中の元素記号を、その元素の質量％での含有量として、
　Ｆｎ１＝３６Ｎｂ＋５３Ｖ＋１５Ｎ
の式で表されるＦｎ１の値が、〔２．５≦Ｆｎ１〕を満たすようにすることで、耐粒界腐食性に優れるステンレス鋼が得られる。これは、Ｃｒ（Ｎｂ、Ｖ）Ｎおよび／または、一部ＮｂとＶの１種以上が固溶したＣｒ２Ｎ窒化物等のＣｒ系窒化物を粒内析出させることで、粒内におけるＣｒの固溶度が低減するため、結果として鋭敏化温度域での粒界におけるＣｒ主体のＭ２３Ｃ６の析出量を低減できることに基づく。
　（ｃ）しかしながら、Ｎｂ、ＶおよびＮの含有量が多くなって、Ｆｎ１の値が大きくなりすぎると、粒内析出だけではなく粒界からのＣｒ系窒化物の析出も生じるため耐粒界腐食性の劣化が生じる。このため、上記の式で表されるＦｎ１の値は、〔Ｆｎ１≦２５．０〕も満たす必要がある。
　（ｄ）粒内でＣｒを窒化物として固定することによって、粒界でのＭ２３Ｃ６の析出量が抑制され、ＳＵＳ３１０型オーステナイト系ステンレス鋼の耐粒界腐食性を向上させることができるものの、その一方で、溶接性の低下、すなわち、溶接熱影響部での割れ感受性の著しい増大を生じさせる危険性が生じる。すなわち、Ｎｂ、ＶおよびＮの含有量の増加とともに粒内窒化物の析出量が増加し、それに伴って、粒内にて析出強化が進行して粒内強度が急激に増加するため、粒内と粒界での強度にアンバランスが生じ溶接熱影響部にて延性が低下した割れが生じるおそれがある。
　そこでさらに、本発明者らは、特に粒界を脆化させる元素として知られているＳ、ＰおよびＳｎにも着目して、Ｎｂ、ＶおよびＮの含有量との関係について詳細な検討を行った。その結果、下記（ｅ）および（ｆ）の重要な知見が得られた。
　（ｅ）Ｎｂ、ＶおよびＮの含有量の増加による粒内強度の上昇にあわせて、Ｓ、ＰおよびＳｎの含有量を適正に管理すれば、耐粒界腐食性の向上と溶接熱影響部での割れ感受性の低減とを両立させることができる。
　（ｆ）特に、Ｎｂ、ＶおよびＮの含有量に応じて、式中の元素記号を、その元素の質量％での含有量として、
　Ｆｎ２＝Ｓ＋｛（Ｐ＋Ｓｎ）／２｝
の式で表されるＦｎ２の値が、〔Ｆｎ２≦－５．７６×１０－４×Ｆｎ１＋０．０２６７〕を満たすようにして、粒界と粒内の強度バランスを保つことができれば、オーステナイト系ステンレス鋼の耐粒界腐食性を向上させることができるとともに、その溶接熱影響部での割れ感受性を確実に低減させることができる。
　本発明は、上記の知見を基礎としてなされたもので、その要旨は下記の（１）および（２）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：０．０２％以下、Ｓｉ：０．０１～０．５０％、Ｍｎ：０．０１～２．０％、Ｃｒ：２４～２６％、Ｎｉ：１９～２２％、Ｍｏ：０．１０％を超えて０．５０％未満およびＮ：０．０４％を超えて０．１５％以下、ならびに、Ｎｂ：０．３０％以下およびＶ：０．４０％以下の１種または２種を含み、残部がＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＰ、ＳおよびＳｎがそれぞれ、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００２％以下およびＳｎ：０．０１５％以下であり、かつ、各元素の含有量が下記の（１）式および（２）式で表される関係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。
　２．５≦Ｆｎ１≦２５．０・・・（１）
　Ｆｎ２≦－５．７６×１０－４×Ｆｎ１＋０．０２６７・・・（２）
ただし、（１）式および（２）式の中のＦｎ１およびＦｎ２はそれぞれ、下記の（３）式および（４）式から求められる値であり、（３）式および（４）式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。
　Ｆｎ１＝３６Ｎｂ＋５３Ｖ＋１５Ｎ・・・（３）
　Ｆｎ２＝Ｓ＋（Ｐ＋Ｓｎ）／２・・・（４）
　（２）原子力プラントの構造部材として用いられることを特徴とする上記（１）に記載のオーステナイト系ステンレス鋼。
　なお、残部としての「Ｆｅおよび不純物」における「不純物」とは、鉄鋼材料を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、その他種々の要因によって混入するものを指す。
　本発明のオーステナイト系ステンレス鋼は、ＣｒとＮｉの含有量が多いＳＵＳ３１０型のオーステナイト系ステンレス鋼であって、耐食性、特に、耐粒界腐食性に優れ、しかも、溶接熱影響部における耐割れ感受性にも優れている。したがって、粒界での腐食損傷が懸念される環境で使用する部材、特に、原子力プラントの構造部材としてきわめて好適である。
　以下に本発明のオーステナイト系ステンレス鋼の化学組成を規定した理由を述べる。なお、以下の説明における各元素の含有量の「％」表示は「質量％」を意味する。
　Ｃ：０．０２％以下
　Ｃは、鋼の脱酸および強度確保の目的で用いられる。しかしながら、耐食性の観点から炭化物の析出を防止するために、その含有量はできる限り低くするのがよい。したがって、Ｃの含有量を０．０２％以下とした。より好ましいＣ含有量は０．０１５％以下である。なお、鋼の脱酸および強度確保と炭化物析出とを考慮すると、Ｃの含有量は、０．００５％以上、０．０１０％以下とすることがより好ましい。
　Ｓｉ：０．０１～０．５０％
　Ｓｉは、鋼の脱酸の目的で用いられる。本発明鋼では、その含有量を０．０１％以上とする。ただし、Ｓｉを過剰に含有すると介在物の生成を促すので、その含有量は低い方が望ましく、０．０１～０．５０％とした。Ｓｉは、０．１５％以上、０．３０％以下の含有量とすることがより好ましい。
　Ｍｎ：０．０１～２．０％
　Ｍｎは、鋼の脱酸およびオーステナイト相の安定に有効な元素で、０．０１％以上の含有量でその効果が得られる。一方、ＭｎはＳと硫化物を形成し、その硫化物は非金属介在物となる。さらに、Ｍｎは、鋼材が溶接される際には溶接部の表面に優先的に濃化して鋼材の耐食性を低下させる。したがって、Ｍｎの含有量を０．０１～２．０％とした。より望ましいＭｎの含有量は０．３０％以上である。Ｍｎの含有量は、０．４０％以上、０．８０％以下とすることがさらに望ましい。
　Ｃｒ：２４～２６％
　Ｃｒは、鋼の耐食性を保つために不可欠な元素である。Ｃｒの含有量が２４％未満では十分な耐食性が得られない。一方、本発明鋼の想定される使用環境では、Ｃｒは２６％までの含有量であれば十分であり、２６％を超えると、加工性の低下を招き、さらに、実用鋼としての価格およびオーステナイト相安定の面から問題がある。したがって、Ｃｒの含有量を２４～２６％とした。
　Ｎｉ：１９～２２％
　Ｎｉは、オーステナイト相を安定させ耐食性を維持するために重要な元素である。耐食性の観点から、１９％以上のＮｉ含有量が必要である。一方、Ｃｒの含有量が２４～２６％である本発明においては、Ｎｉの含有量が多くなって２２％を超えると溶接性の低下を招く。このため、溶接性の観点から、Ｎｉ含有量の上限を２２％とした。
　Ｍｏ：０．１０％を超えて０．５０％未満
　Ｍｏは、鋭敏化抑制作用を有し、０．１０％を超える含有量で効果が得られる。しかしながら、Ｍｏの含有量が多くなって０．５０％以上になっても前記の効果は飽和するので、コストが嵩むばかりである。このため、Ｍｏの含有量を０．１０％を超えて０．５０％未満とした。なお、Ｍｏ含有量のより好ましい上限は０．４０％である。
　Ｎ：０．０４％を超えて０．１５％以下
　Ｎは、本発明において重要な元素である。Ｎを含有させることによって鋼の強度を高めることができ、さらに、Ｎの含有量を高めることで、Ｃを粒内に固定するＮｂおよび／またはＶの炭窒化物を形成するだけでなく、Ｃｒを粒内にて固定できる窒化物を形成することで鋭敏化を抑制することができる。こうした効果を得るには、０．０４％を超えるＮ含有量が必要である。しかしながら、Ｎの含有量が過剰になって、特に０．１５％を超えると、粒内だけではなく粒界からのＣｒ窒化物の析出も促進して耐粒界腐食性を低下させる。したがって、Ｎの含有量を０．０４％を超えて０．１５％以下とした。Ｎ含有量のより好ましい下限は０．０５％であり、さらに好ましくは０．０７％である。また、より好ましい上限は０．１３％である。
　Ｎｂ、Ｖ：Ｎｂ：０．３％以下およびＶ：０．４％以下の１種または２種
　ＮｂおよびＶも本発明において重要な元素であり、これらの元素を含有させることによってＮｂおよびＶの炭窒化物だけでなく、Ｃｒ（Ｎｂ、Ｖ）Ｎの析出も促進する。このため、Ｃｒ（Ｎｂ、Ｖ）Ｎおよび一部ＮｂとＶの１種以上が固溶したＣｒ２Ｎの両窒化物を粒内析出させることができ、ＣとＣｒの粒内固溶量を低減させて鋭敏化を抑制することができる。
　しかしながら、これらの元素を過剰に含有させると、具体的には、Ｎｂを０．３％を超えて、また、Ｖを０．４％を超えて含有させると、いずれの場合にも、粒界からのＣｒ系窒化物の析出を促進して耐粒界腐食性を劣化させるだけでなく、熱影響部での割れ感受性を著しく増大させるおそれがある。したがって、ＮｂおよびＶのそれぞれの含有量は、Ｎｂが０．３％以下およびＶが０．４％以下とした。なお、ＮｂとＶのより好ましい含有量の上限はそれぞれ、Ｎｂが０．２６％で、また、Ｖが０．３５％である。
　上記のＮｂとＶは、単独で、あるいは２種の複合で含有させればよいが、Ｃｒ系窒化物の析出による粒内Ｃｒ濃度の低減効果を得るために、それぞれの元素を単独で含有させる場合には、ＮｂおよびＶの含有量の下限は、ＮｂとＶのいずれについても０．０１％とすることが好ましい。
　なお、ＮｂとＶを複合して含有させる場合には、合計含有量で０．６％を超えると、粒界からのＣｒ系窒化物の析出を促進して耐粒界腐食性を劣化させることがあるため、合計含有量の上限は、０．６％にすることが好ましい。
　また、ＮｂとＶを複合して含有させる場合には、ＮｂおよびＶの含有量の下限は、合計含有量で０．０１％となるようにすることが好ましい。
　本発明のオーステナイト系ステンレス鋼は、上記元素のほか、残部がＦｅと不純物からなるものである。なお、不純物中のＰ、ＳおよびＳｎは、その含有量をそれぞれ、特定の値以下に制限しなければならない。
　Ｐ：０．０３０％以下
　Ｐは、不純物として含有される元素であり、その含有量が多くなって、特に０．０３０％を超えると、粒界脆化を引き起こし、また、耐食性も劣化させる。さらに、本発明のオーステナイト系ステンレス鋼は、主に粒内でＣｒを窒化物として固定して粒界鋭敏化を抑制するものであり、粒内窒化物の析出促進により粒内強度が上昇するので、特にＰを０．０３０％を超えて含む場合には、Ｐの偏析によって脆化した粒界との強度差が大きくなり、溶接熱影響部での割れ感受性の増大も生じる。したがって、Ｐの含有量は０．０３０％以下に制限する必要がある。なお、Ｐの含有量は０．０２０％以下とすることが好ましい。
　Ｓ：０．００２％以下
　Ｓは、不純物として含有される元素であり、その含有量が多くなって、特に０．００２％を超えると、粒界脆化を引き起こし、また、耐食性も劣化させる。さらに、本発明のオーステナイト系ステンレス鋼は、主に粒内でＣｒを窒化物として固定して粒界鋭敏化を抑制するものであり、粒内窒化物の析出促進により粒内強度が上昇するので、特にＳを０．００２％を超えて含む場合には、Ｓの偏析によって脆化した粒界との強度差が大きくなり、溶接熱影響部での割れ感受性の増大も生じる。したがって、Ｓの含有量は０．００２％以下に制限する必要がある。なお、Ｓの含有量は０．００１％以下とすることが好ましい。
　Ｓｎ：０．０１５％以下
　Ｓｎも不純物として含有される元素であり、その含有量が多くなって、特に０．０１５％を超えると、粒界脆化を引き起こし、また、耐食性も劣化させる。さらに、本発明のオーステナイト系ステンレス鋼は、主に粒内でＣｒを窒化物として固定して粒界鋭敏化を抑制するものであり、粒内窒化物の析出促進により粒内強度が上昇するので、特にＳｎを０．０１５％を超えて含む場合には、Ｓｎの偏析によって脆化した粒界との強度差が大きくなり、溶接熱影響部での割れ感受性の増大も生じる。したがって、Ｓｎの含有量は０．０１５％以下に制限する必要がある。なお、Ｓｎの含有量は０．０１０％以下とすることが好ましい。
　本発明のオーステナイト系ステンレス鋼は、Ｎならびに、ＮｂおよびＶの１種または２種、さらには、不純物中のＰ、ＳおよびＳｎの含有量がそれぞれ、上述した範囲にあって、かつ、これらの元素の含有量が前記した（１）式および（２）式で表される関係、つまり、
　２．５≦Ｆｎ１≦２５．０・・・（１）
　Ｆｎ２≦－５．７６×１０－４×Ｆｎ１＋０．０２６７・・・（２）
を満足する必要がある。
　（１）式および（２）式の中のＦｎ１およびＦｎ２はそれぞれ、前記した（３）式および（４）式、つまり、
　Ｆｎ１＝３６Ｎｂ＋５３Ｖ＋１５Ｎ・・・（３）
　Ｆｎ２＝Ｓ＋（Ｐ＋Ｓｎ）／２・・・（４）
から求められる値であり、（３）式および（４）式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。
　ＮｂとＶについて、いずれか一方の元素を単独で含有させる場合には、含有させない方の元素の含有量を０（ゼロ）として、上記（３）式で表されるＦｎ１の値を求めればよい。
　Ｎならびに、ＮｂおよびＶの１種または２種について、前記（３）式で表されるＦｎ１の値が２．５を下回る場合には、Ｃｒの粒内固溶量を低減させて鋭敏化を抑制する効果が確保できないので、耐粒界腐食性に優れたステンレス鋼を得ることができない。
　一方、Ｆｎ１の値が２５．０を超える場合には、粒内での窒化物の析出だけではなく、粒界からのＣｒ系窒化物の析出も生じるため、却って鋭敏化が助長され、耐粒界腐食性の劣化が生じてしまう。
　前記（３）式で表されるＦｎ１の値の下限は、好ましくは４．０、より好ましくは６．０である。Ｆｎ１の値の上限は、好ましくは２３．０、より好ましくは２０．０である。
　Ｐ、ＳおよびＳｎの含有量が既に述べた範囲にあっても、前記（４）式で表されるＦｎ２の値が〔－５．７６×１０－４×Ｆｎ１＋０．０２６７〕を超えると、粒界と粒内の強度バランスを保つことができず、溶接熱影響部における耐割れ感受性が小さくなって割れが生じることを避けられない。
　前記（４）式で表されるＦｎ２の値は、小さければ小さいほど好ましい。
　本発明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Ｐ、ＳおよびＳｎの含有量がそれぞれ、前述のＰ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００２％以下およびＳｎ：０．０１５％以下で、かつ、前記の（４）式で表されるＦｎ２が前記の（２）式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。
　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に示す化学組成のステンレス鋼を溶解し、熱間鍛造および熱間圧延で厚さ１４ｍｍの鋼板を製造した。
　表１には（４）式の右辺の値、つまり、〔－５．７６×１０－４×Ｆｎ１＋０．０２６７〕の値も併せて示した。
　表１中の鋼１～８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Ａ～Ｆは成分元素の含有量、Ｆｎ１およびＦｎ２の値の少なくともいずれかが、本発明で規定する条件から外れた比較例の鋼である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　次いで、各鋼のそれぞれについて、上記の厚さ１４ｍｍの鋼板に１１００℃で固溶化熱処理を施した後、突き合わせ部１．５ｍｍ、６０°Ｖ開先加工が施された厚さ１２ｍｍ、幅５０ｍｍおよび長さ１００ｍｍの拘束溶接割れ試験用試験片を機械加工により作製した。
　上記のようにして得た各拘束溶接割れ試験用試験片を用いて、被覆アーク溶接棒としてＪＩＳ　Ｚ　３２２４（１９９９）に規定の「ＤＮｉＣｒＦｅ－３」を用いて、厚さ２５ｍｍ、幅２００ｍｍで長さ２００ｍｍのＪＩＳ　Ｇ　３１０６（２００４）に規定のＳＭ４００Ｃの市販の鋼板上に、四周を拘束溶接した。
　次いで、開先内を溶接材料を用いずに初層ＴＩＧ溶接にて入熱９ｋＪ／ｃｍの条件にて溶接した。
　その後さらに、「ＤＮｉＣｒＦｅ－３」の被覆アーク溶接棒を用いて開先内を１９ＫＪ／ｃｍの条件にて積層溶接した。その際のパス間温度は１５０℃以下とした。
　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５個ずつ採取し、断面を鏡面研磨した後腐食し、溶接熱影響部における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。
　拘束割れ試験の評価は、観察した５断面中、一つでも割れの発生が認められたものを不合格とし、割れの発生が全く認められなかったものを合格とした。
　表２に、上記の拘束割れ試験結果を示す。
　表２の「拘束割れ試験結果」欄では、上記の「合格」および「不合格」をそれぞれ、符号「○」および符号「×」で表わした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　さらに、各鋼のそれぞれについて、上記の熱間圧延して製造した厚さ１４ｍｍの鋼板を平面研削によって厚さ４ｍｍまで減厚し、この鋼板に１０６０℃にて３０分保持した後に水冷する溶体化処理を施した。
　次いで、７００℃において２時間加熱してから空冷する鋭敏化熱処理を施し、ＪＩＳ　Ｇ　０５７１（２００３）に規定された代表的な耐粒界腐食性の評価法である１０％しゅう酸エッチング試験を行って、粒界腐食の状況を調査した。
　１０％しゅう酸エッチング試験結果の評価は、上記ＪＩＳの「結晶粒界の状態を示す分類」の表に記載された記号Ａの「段状組織」および記号Ｂの「混合組織」を合格とし、記号Ｃの「溝状組織」を不合格とした。
　表２に、１０％しゅう酸エッチング試験結果を併せて示す。
　表２から明らかなように、本発明例の鋼１～８を用いた試験番号１～８は、いずれも耐粒界腐食性および溶接熱影響部における耐割れ性に優れている。
　これに対して、本発明で規定する条件から外れた比較例の鋼Ａ～Ｆを用いた試験番号９～１４の場合は、耐粒界腐食性と溶接熱影響部における耐割れ性の少なくともいずれかにおいて劣っている。
　すなわち、試験番号９の場合は、鋼ＡのＭｏの含有量が０．０１％と低く本発明で規定する条件から外れ、さらに、Ｆｎ１の値も２．０６と低く本発明で規定する下限値を下回っているため、耐粒界腐食性が劣っている。
　試験番号１０の場合は、鋼Ｂの各元素の含有量は本発明で規定する範囲内であるものの、Ｆｎ１の値が２６．６５と高く本発明で規定する上限値を超え、さらに、Ｆｎ２の値が（２）式を満足しないため、粒界での窒化物析出が促進されて耐粒界腐食性が劣るだけでなく、溶接熱影響部での割れ感受性が増大して割れが発生した。
　試験番号１１の場合、鋼Ｃの各元素の含有量およびＦｎ１の値は本発明で規定する範囲内であるため耐粒界腐食性が良好であるが、Ｆｎ２の値が（２）式を満足しないため、溶接熱影響部での割れ感受性が大きくなって割れが発生した。
　試験番号１２の場合、鋼Ｄは、Ｓｎの含有量が０．０２４％と高く本発明で規定する条件から外れ、また、Ｆｎ１の値が２．３２と低く本発明で規定する下限値を下回っている。さらに、Ｆｎ２の値も（２）式を満足しない。このため、耐粒界腐食性と溶接熱影響部における耐割れ性の双方において劣っている。
　試験番号１３の場合、鋼Ｅは、Ｆｎ１の値およびＦｎ２の値はいずれも本発明で規定する範囲内であるものの、Ｍｏを含有していない。このため、１０％しゅう酸エッチング試験結果の評価は「Ｃ」で、耐粒界腐食性が劣っている。
　試験番号１４の場合、鋼Ｆが、ＮｂおよびＶの両元素を含有していないことに加えて、Ｆｎ１の値も１．３８と低く本発明で規定する下限値を下回っているため、耐粒界腐食性が劣っている。
　本発明によれば、ＣｒとＮｉの含有量が多いＳＵＳ３１０型のオーステナイト系ステンレス鋼であって、耐食性、特に、耐粒界腐食性に優れ、しかも、溶接熱影響部における耐割れ性にも優れたオーステナイト系ステンレス鋼が得られる。このステンレス鋼は、特に、原子力プラントの構造部材の素材として優れた効果を発揮する。

Claims (2)

  1. 　質量％で、Ｃ：０．０２％以下、Ｓｉ：０．０１～０．５０％、Ｍｎ：０．０１～２．０％、Ｃｒ：２４～２６％、Ｎｉ：１９～２２％、Ｍｏ：０．１０％を超えて０．５０％未満およびＮ：０．０４％を超えて０．１５％以下、ならびに、Ｎｂ：０．３０％以下およびＶ：０．４０％以下の１種または２種を含み、残部がＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＰ、ＳおよびＳｎがそれぞれ、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００２％以下およびＳｎ：０．０１５％以下であり、かつ、各元素の含有量が下記の（１）式および（２）式で表される関係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。
    　２．５≦Ｆｎ１≦２５．０・・・（１）
    　Ｆｎ２≦－５．７６×１０－４×Ｆｎ１＋０．０２６７・・・（２）
    ただし、（１）式および（２）式の中のＦｎ１およびＦｎ２はそれぞれ、下記の（３）式および（４）式から求められる値であり、（３）式および（４）式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。
    　Ｆｎ１＝３６Ｎｂ＋５３Ｖ＋１５Ｎ・・・（３）
    　Ｆｎ２＝Ｓ＋（Ｐ＋Ｓｎ）／２・・・（４）
  2. 　原子力プラントの構造部材として用いられることを特徴とする請求項１に記載のオーステナイト系ステンレス鋼。
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