WO2016204005A1 - 高Ｃｒ系オーステナイトステンレス鋼 - Google Patents

高Ｃｒ系オーステナイトステンレス鋼 Download PDF

Info

Publication number
WO2016204005A1
WO2016204005A1 PCT/JP2016/066696 JP2016066696W WO2016204005A1 WO 2016204005 A1 WO2016204005 A1 WO 2016204005A1 JP 2016066696 W JP2016066696 W JP 2016066696W WO 2016204005 A1 WO2016204005 A1 WO 2016204005A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
amount
steel
austenitic stainless
stainless steel
Prior art date
Application number
PCT/JP2016/066696
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
伊勢田　敦朗
仙波　潤之
岡田　浩一
平田　弘征
敏秀 小野
克樹 田中
友彰 浜口
佳奈 浄▲徳▼
Original Assignee
新日鐵住金株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 新日鐵住金株式会社 filed Critical 新日鐵住金株式会社
Priority to US15/570,270 priority Critical patent/US10519533B2/en
Priority to ES16811480T priority patent/ES2788648T3/es
Priority to EP16811480.9A priority patent/EP3309274B1/en
Priority to KR1020197017673A priority patent/KR102136690B1/ko
Priority to KR1020177029799A priority patent/KR20170128549A/ko
Priority to JP2017525142A priority patent/JP6369632B2/ja
Priority to CN201680022008.5A priority patent/CN107532258B/zh
Priority to CA2982247A priority patent/CA2982247C/en
Publication of WO2016204005A1 publication Critical patent/WO2016204005A1/ja

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/005—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/08—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for tubular bodies or pipes
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/52—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with cobalt
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02E—REDUCTION OF GREENHOUSE GAS [GHG] EMISSIONS, RELATED TO ENERGY GENERATION, TRANSMISSION OR DISTRIBUTION
    • Y02E20/00—Combustion technologies with mitigation potential
    • Y02E20/16—Combined cycle power plant [CCPP], or combined cycle gas turbine [CCGT]

Definitions

  • the present invention relates to a high Cr austenitic stainless steel.
  • high Cr-based austenitic stainless steel has excellent high-temperature strength and is used for high-temperature parts such as container materials for chemical industry, heat exchanger materials, boiler tubes, and fast reactors that use petroleum and coal as fuel.
  • a suitable high strength austenitic stainless steel is disclosed.
  • Patent Document 2 discloses an austenitic stainless steel pipe excellent in creep rupture strength on a high temperature and long time side suitable as a material used in a high temperature and high pressure environment such as a boiler steel pipe and a high temperature pressure vessel.
  • Patent Document 3 as a material for a steel pipe used as a boiler superheater pipe, a reheater pipe, a reaction furnace pipe for the chemical industry, or as a heat and pressure resistant member, a steel plate, a bar steel, a forged steel product, etc.
  • An austenitic stainless steel for high temperature which is suitable as a material and has excellent workability after long-term use, is disclosed.
  • Patent Document 4 is capable of withstanding high temperature corrosion of 500 ° C. or higher and withstanding an environment subject to repeated thermal fatigue, HRSG (Heat Recovery Steam Generator) or a heat exchanger member of next generation solar power generation, or An austenitic stainless steel having excellent high-temperature corrosion thermal fatigue cracking resistance suitable for pipes, plates, bars, forged products, etc., used for heat-resistant pressure-resistant members for power generation boilers, chemical industries, nuclear power, etc. is disclosed. .
  • Patent Document 5 discloses a high-strength austenitic stainless steel with excellent post-aging toughness that is applied to steel pipes for high-strength boilers used for ultra-supercritical coal-fired power generation, coal gasification combined power generation, and the like.
  • Patent Document 6 discloses high-strength austenitic stainless steel used for ultra-supercritical coal-fired power generation, coal gasification combined power generation, and the like.
  • Patent Document 1 Japanese Patent No. 2510206 Patent Document 2: Japanese Patent Application Laid-Open No. 2002-212634 Patent Document 3: Japanese Patent No. 4946758 Patent Document 4: Japanese Patent No. 5029788 Patent Document 5: Japanese Patent No. 5661001 Patent Document 6 : Japanese Patent No. 5670103
  • 18Cr-based austenitic stainless steel produced by the low carbonization method or the stabilized heat treatment method has oxidation resistance, high temperature corrosion resistance, and high temperature strength in a high temperature environment of 750 ° C. or higher or a severe high temperature corrosion environment formed by the fuel used. Not enough to use. Therefore, it is necessary for the austenitic stainless steel used in the high temperature environment and the high temperature corrosion environment to have a Cr content of 21.50% by mass or more by a large amount of Cr addition method.
  • the object of the present invention is a high Cr austenitic stainless steel containing 21.50% by mass or more of Cr, and has a stress corrosion cracking resistance even in a special environment (harsh stress corrosion cracking environment) that has not been considered in the past.
  • the object is to provide a high Cr austenitic stainless steel that is secured and excellent in high-temperature strength.
  • the means for solving the above problems include the following aspects.
  • Ingredient composition is mass%, C: 0.03-0.12%, Si: 0.10 to 1.00%, Mn: 0.10 to 3.00%, P: 0.030% or less, S: 0.020% or less, Cr: 21.50 to 28.00%, Ni: more than 26.00 to 35.00%, W: Over 2.00 to 5.00%, Co: 0.80% or less, V: 0.01 to 0.70% Nb: 0.15 to 1.00%, Al: 0.001 to 0.040%, B: 0.0001 to 0.0100%, N: 0.010 to 0.400%, Zr: 0.001 to 0.200%, Nd: 0.001 to 0.200%, Ta: 0.001 to 0.200%, Ta + 0.8Nd + 0.5Zr: 0.020 to 0.200%, Ti: 0.010% or less, Sn: 0.010% or less, Sb: 0.010% or less, Pb: 0.001% or less, As: 0.001% or less, Bi: 0.001% or less, Ti + Sn + Sb + Pb + As
  • the component composition includes, by mass%, Cu: 0.01 to 4.00%, Mo: 0.01 to 2.00%, Ca: 0.0001 to 0.20%, and Mg: 0.0.
  • the component composition contains 0.001 to 0.20% in total of one or more of lanthanoid elements other than Nd, Y, Sc, Hf, and Re in mass%.
  • ⁇ 5> The high Cr austenitic stainless steel according to any one of ⁇ 1> to ⁇ 4>, wherein a creep rupture strength at 750 ° C. for 100,000 hours is 50 MPa or more.
  • the present invention is a high Cr austenitic stainless steel containing 21.50% by mass or more of Cr, and has a stress corrosion cracking resistance even in a special environment (a severe stress corrosion cracking environment) that has not been considered in the past.
  • a high Cr austenitic stainless steel that is secured and excellent in high-temperature strength is provided.
  • a numerical range expressed using “to” means a range including numerical values described before and after “to” as a lower limit value and an upper limit value.
  • “%” indicating the element content “%” indicating the value of “Ta + 0.8Nd + 0.5Zr”, and “%” indicating the value of “Ti + Sn + Sb + Pb + As + Bi” are all “mass%”.
  • the content of C (carbon) may be expressed as “C amount”. The content of other elements may be expressed in the same manner.
  • the austenitic stainless steel of this embodiment (hereinafter also referred to as “steel of this embodiment”) has a component composition of mass%, C: 0.03 to 0.12%, Si: 0.10 to 1.00. %, Mn: 0.10 to 3.00%, P: 0.030% or less, S: 0.020% or less, Cr: 21.50 to 28.00%, Ni: more than 26.00 to 35.00 %, W: Over 2.00 to 5.00%, Co: 0.80% or less, V: 0.01 to 0.70%, Nb: 0.15 to 1.00%, Al: 0.001 to 0.040%, B: 0.0001 to 0.0100%, N: 0.010 to 0.400%, Zr: 0.001 to 0.200%, Nd: 0.001 to 0.200%, Ta : 0.001 to 0.200%, Ta + 0.8Nd + 0.5Zr: 0.020 to 0.200%, Ti: 0.010% or less Sn: 0.010% or less, Sb: 0.010% or less, Pb: 0.001%
  • the steel of this embodiment is a high Cr austenitic stainless steel containing 21.50 mass% or more of Cr.
  • stress corrosion cracking that occurs in a special environment (harsh stress corrosion cracking environment), which cannot be dealt with by conventional high Cr stainless steel and conventional technology, has become a problem.
  • Ti that has been conventionally treated as an effective additive element is treated as an impurity element, and impurity elements including this Ti (specifically, Ti, Sn, Sb, Pb, As) It has been clarified that the synergistic effect of the above three elements is remarkably exhibited by limiting the content of Bi, O, etc.) and purifying high Cr austenitic stainless steel.
  • C and N is indispensable from the viewpoint of maintaining strength in a high temperature environment of 700 ° C. to 750 ° C.
  • Cr-based carbonitride precipitates at grain boundaries, it causes stress corrosion cracking.
  • Ti forms coarse carbonitrides, so that Ti is reduced as much as possible, and at the same time, the grain boundary is weakened and impurities causing stress corrosion cracking are reduced. Thereby, the stress corrosion cracking resulting from precipitation to the grain boundary of Cr type carbonitride is suppressed.
  • the steel of this embodiment is excellent also in high temperature strength (for example, creep rupture strength).
  • high temperature strength for example, creep rupture strength
  • the reason why the steel of this embodiment is excellent in high-temperature strength is that fine dispersion of stable carbonitride, fine and stable by the combined addition of three elements of Ta, Nd, and Zr, an appropriate amount of W, etc. This is thought to be because the precipitation strengthening of the Laves phase is achieved.
  • the strength of 1.4 times or more is realized with respect to the creep rupture strength of 750 ° C. and 100,000 hours of the conventional general-purpose steel.
  • C 0.03-0.12% C is an essential element indispensable for the formation of carbides, stabilization of the austenite structure, improvement of high-temperature strength, and stabilization of the metal structure at high temperatures.
  • the C content is less than 0.03%, it is difficult to maintain high-temperature creep strength and a healthy metal structure at high temperatures as high Cr austenitic stainless steel. Therefore, the C amount is 0.03% or more.
  • the amount of C is preferably 0.04% or more.
  • the C amount is 0.12% or less.
  • the amount of C is preferably 0.10% or less.
  • Si 0.10 to 1.00% Si is an element that functions as a deoxidizer during steelmaking and prevents steam oxidation at high temperatures. If it is less than 0.10%, the effect of addition cannot be sufficiently obtained, so the Si amount is made 0.10% or more.
  • the amount of Si is preferably 0.15% or more.
  • the Si content exceeds 1.00%, the workability deteriorates and an embrittlement phase such as a sigma phase precipitates at a high temperature, so the Si content is 1.00% or less.
  • the amount of Si is preferably 0.60% or less.
  • Mn 0.10 to 3.00% Mn is an element that contributes to the stabilization of the metal structure at high temperatures, while forming impurity elements S and MnS to detoxify S and contribute to improving hot workability.
  • addition of Mn is particularly effective.
  • the amount of Mn is set to 0.10% or more.
  • the amount of Mn is preferably 0.30% or more.
  • Mn is made 3.00% or less.
  • the amount of Mn is preferably 2.70% or less.
  • P 0.030% or less
  • P is an impurity element and is an element that hinders workability and weldability. If the P content exceeds 0.030%, workability and weldability are remarkably deteriorated, so the P content is 0.030% or less.
  • the amount of P is preferably 0.020% or less.
  • the amount of P may be 0%.
  • P may be inevitably mixed from a steel raw material (raw ore, scrap, etc.), and if the amount of P is reduced to less than 0.001%, the manufacturing cost increases significantly. For this reason, from the viewpoint of manufacturing cost, the P amount may be 0.001% or more.
  • S 0.020% or less
  • S is an impurity element, and is an element that inhibits workability, weldability, and stress corrosion cracking resistance. If the amount of S exceeds 0.020%, the workability, weldability, and stress corrosion cracking resistance are remarkably deteriorated, so the amount of S is made 0.020% or less. S may be added to improve the hot water flow during welding, but in that case, 0.020% or less is also added. The amount of S is preferably 0.010% or less.
  • the S amount may be 0%.
  • S may be inevitably mixed from a steel raw material (raw ore, scrap, etc.), and if the amount of S is reduced to less than 0.001%, the manufacturing cost increases significantly. For this reason, 0.001% or more may be sufficient as S amount from a viewpoint of manufacturing cost.
  • Cr 21.50 to 28.00% Cr is an element contributing to improvement of high temperature corrosion resistance and stress corrosion cracking resistance, strength improvement by Cr carbonitride, and stabilization of metal structure as a main element of high Cr austenitic stainless steel.
  • the Cr content is 21.50% or more.
  • the amount of Cr is preferably 22.00% or more.
  • the Cr amount is preferably 27.00% or less, more preferably 26.00% or less, and particularly preferably 26.50% or less.
  • Ni more than 26.00 to 35.00%
  • Ni is an element that contributes to improvement of high-temperature strength and workability, and stabilization of the metal structure at high temperatures, as a main element of austenitic stainless steel.
  • austenitic stainless steel with a large amount of Cr it is necessary to add a considerable amount of Ni in order to stabilize the metal structure at high temperature and suppress the precipitation of the embrittlement phase.
  • the amount of Ni is preferably 28.00% or more.
  • the Ni content exceeds 35.00%, the high-temperature strength, weldability, and economic efficiency are lowered, so the Ni content is 35.00% or less.
  • the amount of Ni is preferably 34.00% or less, more preferably 33.00% or less, and particularly preferably 32.00% or less.
  • W Over 2.00 to 5.00% W is an element that contributes to the improvement of stress corrosion cracking resistance and high-temperature strength by maintaining a stable metal structure and strength for a long time in a high-temperature range because of slow diffusion at high temperatures. If the W amount is 2.00% or less, sufficient stress corrosion cracking resistance and high-temperature strength cannot be ensured, so the W amount exceeds 2.00%.
  • the amount of W is preferably 2.20% or more.
  • the W amount is 5.00% or less.
  • the amount of W is preferably 4.80% or less.
  • Co 0.80% or less
  • Co is an element that stabilizes the metal structure and contributes to the improvement of the high-temperature strength.
  • Co is an arbitrary element, and the amount of Co may be 0%.
  • the amount of Co is preferably 0.01% or more, and more preferably 0.03% or more.
  • the amount of Co is set to 0.80% or less.
  • the amount of Co is preferably 0.60% or less.
  • V 0.01 to 0.70%
  • V is an element that forms fine carbonitrides together with Nb and contributes to the improvement of high-temperature strength. If the amount of V is less than 0.01%, the combined effect of adding Nb cannot be obtained, so the amount of V is set to 0.01% or more. The amount of V is preferably 0.03% or more. On the other hand, if the V content exceeds 0.70%, strength and stress corrosion cracking resistance deteriorate, so the V content is set to 0.70% or less. The amount of V is preferably 0.60% or less.
  • Nb 0.15 to 1.00% Nb, together with V, forms fine carbonitrides, contributes to the improvement of high-temperature strength, fixes C, suppresses precipitation of Cr carbonitrides at grain boundaries, and has resistance to stress corrosion cracking. It is an element that contributes to improvement. Nb is also an element that contributes to improvement in high-temperature strength due to precipitation of a fine Laves phase.
  • the Nb amount is preferably 0.20% or more.
  • the amount of Nb exceeds 1.00%, massive precipitates are deposited, and the strength, toughness, and stress corrosion cracking resistance deteriorate, so the amount of Nb is made 1.00% or less.
  • the amount of Nb is preferably 0.90% or less, more preferably 0.80% or less, and still more preferably 0.70% or less.
  • Al 0.001 to 0.040%
  • Al is an element that functions as a deoxidizing element during steelmaking and cleans steel. If the Al amount is less than 0.001%, the steel cannot be sufficiently cleaned, so the Al amount is set to 0.001% or more.
  • the amount of Al is preferably 0.003% or more.
  • the Al content is 0.040% or less.
  • the amount of Al is preferably 0.030% or less, and more preferably 0.020% or less.
  • B 0.0001 to 0.0100% B is an element indispensable for improving high-temperature strength and stress corrosion cracking resistance. That is, B not only segregates at the grain boundaries and contributes to the improvement of the high temperature strength, but is also effective for the improvement of the high temperature strength, for the formation of carbonitrides, the refinement of the Laves phase, and the stabilization of the metal structure. It is a contributing element. B is also an element that contributes to the improvement of resistance to stress corrosion cracking due to a synergistic effect by combined addition with Ta and the like.
  • the amount of B is made 0.0001% or more.
  • the amount of B is preferably 0.003% or more.
  • the amount of B is set to 0.0100% or less.
  • the amount of B is preferably 0.0070% or less.
  • N 0.010 to 0.400% N is an essential element in securing high temperature strength by solid solution strengthening and precipitation strengthening of carbonitride in high Cr austenitic stainless steel. Moreover, N is an element indispensable for suppression of an embrittlement phase and stabilization of a metal structure with Ni, Mn, etc. in high Cr type austenitic stainless steel.
  • the amount of N is made 0.010% or more.
  • the amount of N is preferably 0.050% or more.
  • the amount of N exceeds 0.400%, in addition to forming blowhole defects in the steel, a massive nitride precipitates at a high temperature and the stress corrosion cracking resistance deteriorates. 400% or less.
  • the amount of N is preferably 0.300% or less.
  • Zr 0.001 to 0.200%
  • Zr is an element that contributes to the improvement of the resistance to stress corrosion cracking and high-temperature strength by adding a very small amount.
  • Zr nitrides and Zr oxides serve as precipitation nuclei for fine carbonitrides, thus improving the stress corrosion cracking resistance.
  • the amount of Zr is set to 0.001% or more.
  • the amount of Zr is preferably 0.003% or more.
  • the amount of Zr exceeds 0.200%, a large amount of Zr nitride or Zr oxide is generated, and the toughness, workability, corrosion resistance, and weldability are deteriorated, so the amount of Zr is 0.200% or less.
  • the amount of Zr is preferably 0.150% or less. Zr is added in an appropriate amount in combination with Ta and Nd, and this point will be described later.
  • Nd 0.001 to 0.200%
  • Nd is an indispensable element for enhancing the stress corrosion cracking resistance by the synergistic effect of the combined addition of Ta and Zr.
  • the carbonitride and Laves phase are refined and stabilized for a long period of time, and the combined addition of Nd and B strengthens the crystal grain boundary and is resistant to stress corrosion cracking.
  • Nd is wasted if it precipitates as a massive oxide or nitride.
  • the Nd content is less than 0.001%, the effect of addition cannot be obtained sufficiently, so the Nd content is 0.001% or more.
  • the amount of Nd is preferably 0.003% or more.
  • the amount of Nd exceeds 0.200%, the effect of addition is saturated, oxides and nitride inclusions are generated, and stress corrosion cracking resistance, high-temperature strength, and weldability are reduced.
  • the amount is 0.200% or less.
  • the amount of Nd is preferably 0.170% or less, more preferably 0.150% or less. Nd is added in an appropriate amount in combination with Ta and Zr, and this point will be described later.
  • Ta 0.001 to 0.200%
  • Ta is an element that contributes to improvement of stress corrosion cracking resistance by addition of a very small amount. That is, Ta is an element that contributes to refinement of carbonitrides, improvement of high-temperature and long-term strength, stabilization of metal structure, etc. in high Cr austenitic stainless steel, and is excellent in combined addition with Nd and Zr. It is an element that can be expected to be effective.
  • the amount of Ta is made 0.001% or more.
  • the amount of Ta is preferably 0.003% or more.
  • the amount of Ta exceeds 0.200%, oxide inclusions increase and the resistance to stress corrosion cracking, high-temperature strength, workability, and weldability deteriorate, so the amount of Ta is 0.200% or less.
  • the amount of Ta is preferably 0.180% or less, more preferably 0.150% or less. Ta is added in an appropriate amount in combination with Nd and Zr, which will be described later.
  • Ta + 0.8Nd + 0.5Zr 0.020 to 0.200%
  • impurity elements including Ti impurity element in the steel of the present embodiment
  • Ta, Nd, and Zr When an appropriate amount is added in combination, the stress corrosion cracking resistance is remarkably improved by the synergistic effect of these three elements.
  • the synergistic effect is an effect that cannot be achieved by adding each of Ta, Nd, and Zr alone, and is an effect that can be achieved only by the combined addition of the three elements of Ta, Nd, and Zr.
  • the synergistic effect by the combined addition of the above three elements is a novel effect found by the present inventors.
  • the synergistic effect of the combined addition of the above three elements is (A) By adding a proper amount of the three elements, precipitation of coarse carbonitrides that cause stress corrosion cracking to the grain boundaries is suppressed (suppression of sensitization), and the carbonitrides are finely contained in the crystal grains.
  • the effect of improving the stress corrosion cracking resistance by dispersing and precipitating (B) The effect of improving the high-temperature creep strength of 700 ° C.
  • the amount of “Ta + 0.8Nd + 0.5Zr” (each element symbol) is used to uniformly evaluate the effect of each element of Ta, Nd, and Zr and to properly evaluate the synergistic effect of these combined additions. Represents the content (% by mass) of each element.
  • “Ta + 0.8Nd + 0.5Zr” the Nd content is multiplied by an atomic weight ratio of 0.8 ( ⁇ 144 (Nd) / 181 (Ta)) to obtain “0.8 Nd”. Multiply the atomic weight ratio with respect to Ta by 0.5 ( ⁇ 91 (Zr) / 181 (Ta)) to obtain “0.5 Zr”, and add these “0.8 Nd” and “0.5 Zr” to the Ta content. ing.
  • Ta + 0.8Nd + 0.5Zr is set to 0.020% or more.
  • Ta + 0.8Nd + 0.5Zr is preferably 0.050% or more, more preferably 0.080% or more.
  • Ta + 0.8Nd + 0.5Zr exceeds 0.200%, the effect of addition is saturated and oxide inclusions increase, and the strength, toughness, weldability, and workability decrease.
  • Ti + 0.8Nd + 0.5Zr is 0.200% or less.
  • Ti + 0.8Nd + 0.5Zr is preferably 0.195% or less, more preferably 0.170% or less, and particularly preferably 0.140% or less.
  • the impurity elements Ti, Sn, Sb, Pb, As, Bi, and O By strictly limiting the amount, the steel of this embodiment is highly purified. Normally, Ti is a significant additive element, but is treated as an impurity element in the steel of this embodiment.
  • Ti 0.010% or less Ti forms agglomerated Ti nitride in an austenitic stainless steel containing a required amount of N. Since this Ti nitride diminishes the synergistic effect due to the combined addition of Ta, Nd, and Zr, the stress crack resistance, high temperature strength, workability, and weldability are significantly reduced. Therefore, in the steel of the present embodiment, Ti is limited as much as possible as an impurity element. Specifically, Ti may inevitably be mixed from scraps of steel raw materials, but the Ti amount is limited to 0.010% or less.
  • the amount of T is preferably 0.005% or less. Since Ti is preferably as small as possible, the Ti content may be 0%.
  • Sn 0.010% or less
  • Sb 0.010% or less
  • Impurity elements such as Sn and Sb may be inevitably mixed from scraps of steel raw materials, and when mixed, are elements that are difficult to remove during the refining process. .
  • both the Sn content and the Sb content must be reduced as much as possible. Therefore, both Sn amount and Sb amount are limited to 0.010% or less.
  • Each of the Sn amount and the Sb amount is preferably 0.005% or less. Since both Sn and Sb are preferably as small as possible, the Sn amount and Sb amount may both be 0%.
  • Pb 0.001% or less As: 0.001% or less Impurity elements
  • Pb and As may be inevitably mixed from scraps of steel raw materials and the like, and if mixed, are elements that are difficult to remove during the refining process. .
  • both the Pb amount and the As amount must be reduced as much as possible. Therefore, both the Pb amount and the As amount are limited to 0.001% or less.
  • the amount of Pb and the amount of As are each preferably 0.0005% or less.
  • both the Pb amount and the As amount may be 0%.
  • Bi 0.001% or less Bi, which is an impurity element, is usually an element that is not mixed, but may be inevitably mixed from scrap of steel raw materials. Bi is an element harmful to high-temperature strength and stress corrosion cracking resistance, so it must be reduced as much as possible. For this reason, the amount of Bi is limited to 0.001% or less.
  • the Bi amount is preferably 0.0005% or less. On the other hand, since Bi is preferably as small as possible, the Bi amount may be 0%.
  • Ti + Sn + Sb + Pb + As + Bi each element symbol represents the content (% by mass) of each element
  • Ti + Sn + Sb + Pb + As + Bi each element symbol represents the content (% by mass) of each element
  • the combined addition of Ta, Nd, and Zr The synergistic effect is significantly reduced (for example, see comparative steel 25 described later). Therefore, in the steel of this embodiment, “Ti + Sn + Sb + Pb + As + Bi” is limited to 0.025% or less.
  • Ti + Sn + Sb + Pb + As + Bi is preferably 0.020% or less, more preferably 0.015% or less.
  • O 0.0090% or less
  • O (oxygen) inevitably remaining after refining molten steel is an element that serves as an index of the amount of non-metallic inclusions.
  • the amount of O exceeds 0.0090%, Ta, Nd, and Zr are consumed as oxides, and the effect of improving the stress corrosion cracking resistance (synergistic effect due to the composite addition) is not manifested. , Weldability, workability, and toughness are reduced. For this reason, the amount of O is limited to 0.0090% or less.
  • the amount of O is preferably 0.0060% or less, more preferably 0.0030% or less.
  • the amount of O may be 0%.
  • O may inevitably remain about 0.0001% after refining. For this reason, from the viewpoint of manufacturing cost, the O amount may be 0.0001% or more.
  • the component composition of the steel of this embodiment includes one or more of Cu, Mo, Ca, and Mg in addition to the above elements; and / or; a lanthanoid element other than Nd, Y, Sc, Hf, and Re. You may contain 1 type, or 2 or more types. These elements are all arbitrary elements. For this reason, the content of each of these elements may be 0%.
  • Cu 4.00% or less
  • Cu is an arbitrary element, and the amount of Cu may be 0%.
  • Cu is an element that is fine and precipitates as a Cu phase that is stable at a high temperature and contributes to an improvement in long-term strength in a high temperature region of 650 ° C. or lower.
  • the amount of Cu is preferably 0.01% or more, and more preferably 0.10% or more.
  • the Cu content exceeds 4.00%, the workability, creep ductility, and strength decrease, so the Cu content is 4.00% or less.
  • the amount of Cu is preferably 3.50% or less.
  • Mo 2.00% or less
  • Mo is an arbitrary element, and the amount of Mo may be 0%.
  • Mo is an element effective for improving high temperature strength, corrosion resistance, and stress corrosion cracking resistance.
  • it is an element that contributes to the formation of Laves phases and carbides that are stable at high temperatures for a long time due to the synergistic effect of compound addition with W.
  • the amount of Mo is preferably 0.01% or more, and more preferably 0.02% or more.
  • the Mo content exceeds 2.00%, a large amount of embrittlement phase is generated, and the workability, high-temperature strength, and toughness deteriorate, so the Mo content is 2.00% or less.
  • the amount of Mo is preferably 1.50% or less.
  • Ca 0.20% or less Ca is an arbitrary element, and the amount of Ca may be 0%. Ca is an element that can be added as a deoxidizing finish. Since the steel of this embodiment contains Nd, it is preferable to deoxidize with Ca in the refining process. In the case where the steel of the present embodiment contains Ca, the Ca content is preferably 0.0001% or more, more preferably 0.0010% or more from the viewpoint of obtaining a deoxidation effect more effectively.
  • the Ca content exceeds 0.20%, the amount of non-metallic inclusions increases and the high-temperature strength, stress corrosion cracking resistance, and toughness decrease, so the Ca content is 0.20% or less.
  • the amount of Ca is preferably 0.15% or less.
  • Mg 0.20% or less
  • Mg is an arbitrary element, and the amount of Mg may be 0%.
  • Mg is an element that contributes to improvement in high-temperature strength and corrosion resistance with a small amount of addition.
  • the amount of Mg is preferably 0.0005% or more, and more preferably 0.0010% or more from the viewpoint of obtaining the above effect more effectively.
  • the Mg content exceeds 0.20%, the strength, toughness, corrosion resistance, and weldability deteriorate, so the Mg content is 0.20% or less.
  • the amount of Mg is preferably 0.15% or less.
  • lanthanoid elements other than Nd, Y, Sc, Hf, and Re 0.20% or less
  • Lanthanoid elements other than Nd ie, La, Ce, Pr, Pm, Sm, Eu, Gd , Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, and Lu
  • Y, Sc, Hf, and Re are all arbitrary elements, and even if the total content of these elements is 0% Good.
  • Lanthanoid elements other than Nd, Y, Sc, Hf, and Re are expensive, but are elements that enhance the synergistic effect of combined addition of Ta, Nd, and Zr. When the steel of this embodiment contains one or more of these elements, the total content of these elements is preferably 0.001% or more, more preferably 0.005% or more. .
  • the total content exceeds 0.20%, the amount of non-metallic inclusions increases, and the workability, strength, toughness, corrosion resistance, and weldability decrease, so the total content is 0.20. % Or less.
  • the total content is preferably 0.15% or less.
  • the balance other than the elements described above from the component composition of the steel of this embodiment is Fe and impurities.
  • An impurity here refers to 1 type, or 2 or more types of elements other than the element mentioned above.
  • the contents of elements (impurities) other than the elements described above are each preferably limited to 0.010% or less, and preferably limited to 0.001% or less.
  • the steel of this embodiment is excellent in high-temperature strength (particularly, creep rupture strength).
  • the specific range of the high temperature strength of the steel of the present embodiment is not particularly limited, the steel of the present embodiment preferably has a creep rupture strength of 750 ° C. and 100,000 hours of 50 MPa or more.
  • 750 ° C., 100,000 hour creep rupture strength means a value estimated as an average creep rupture strength at 750 ° C., 100,000 hours.
  • the high temperature strength with a creep rupture strength of 50 MPa or more at 750 ° C. for 100,000 hours is higher than the high temperature strength of ASME SA213 TP310HCbN steel, which has been widely used in the world as the 25Cr austenitic stainless steel with the highest high temperature strength.
  • the strength is remarkably excellent (see, for example, invention steels 1 to 18 and comparative steel 19 in Table 3 below).
  • the strength with a creep rupture strength of less than 50 MPa at 750 ° C. for 100,000 hours can be achieved by extending the prior art.
  • the above creep rupture strength is achieved by a synergistic effect by the combined addition of Ta, Nd, and Zr, limitation of the component composition, high purity by limiting the amount of impurity elements, and the like. can do.
  • the manufacturing method of well-known austenitic stainless steel can be employ
  • the steel of this embodiment may be a heat-treated steel plate or steel pipe.
  • the heating temperature in the heat treatment is preferably from 1050 to 1250 ° C., more preferably from 1150 to 1250 ° C., from the viewpoint of easily obtaining a coarse grain structure and improving high-temperature strength (for example, creep rupture strength).
  • the mode of cooling after heating in the heat treatment is not particularly limited, and may be rapid cooling (for example, water cooling) or air cooling, but rapid cooling is preferable, and water cooling is more preferable.
  • the heat-treated steel plate or steel pipe is prepared, for example, as a steel plate or steel pipe having the component composition in the steel of this embodiment described above, and the prepared steel plate or steel pipe is, for example, 1050 to 1250 ° C. (preferably 1150 ° C. to 1250 ° C. ) And then cooled.
  • Any steel plate or steel pipe (steel plate or steel pipe before heat treatment) having the above component composition can be prepared according to a conventional method.
  • the steel pipe having the above component composition is, for example, cast a molten steel having the above-described component composition into a steel ingot or steel slab, and hot extrusion, hot rolling, hot forging to the obtained steel ingot or steel slab It can be prepared by performing at least one type of processing selected from the group consisting of cold drawing, cold rolling, cold forging, and cutting.
  • the steel of this embodiment has been described above. There is no restriction
  • the steel of this embodiment is a material steel suitable for heat-resistant pressure-resistant heat exchanger tubes or pipes such as boilers and chemical plants; heat-resistant forged products; heat-resistant steel bars; heat-resistant steel plates;
  • the steel of this embodiment is particularly a heat-resistant pressure-resistant heat exchanger tube (for example, a heat-resistant pressure-resistant heat exchanger tube having an outer diameter of 30 to 70 mm and a wall thickness of 2 to 15 mm) provided in the boiler, or a boiler pipe ( For example, it is particularly suitable as a material steel having a pipe having an outer diameter of 125 to 850 mm and a wall thickness of 20 to 100 mm.
  • the conditions in the examples are one example of conditions used for confirming the feasibility and effects of the present invention, and the present invention is based on this one example of conditions. It is not limited.
  • the present invention can adopt various conditions as long as the object of the present invention is achieved without departing from the gist of the present invention.
  • steels 1 to 18 are invention steels that are examples of the present invention (hereinafter also referred to as invention steels 1 to 18, respectively), and steels 19 to 32 are comparative steels that are comparative examples. (Hereinafter also referred to as comparative steels 19 to 32).
  • the comparative steel 19 is a steel equivalent to the existing ASME SA213 TP310HCbN, and is a standard material for comparing the prior art with the inventive steels 1 to 18.
  • inventive steels 1 to 18 high purity Fe obtained through blast furnace converter smelting and secondary refining by vacuum oxygen degassing is used as the Fe source,
  • the high-purity alloying elements analyzed in 1) were used. Furthermore, before melting the inventive steels 1 to 18, the furnace for melting the inventive steels 1 to 18 was thoroughly washed so that no special contamination was caused.
  • the amount of impurities 6 elements specifically, Ti, Sn, Sb, Pb, As, and Bi
  • the amount of O, and the like are limited.
  • the amount, Nd amount, and Zr amount were controlled within appropriate ranges.
  • the high purity Fe source was also used when melting the comparative steels 19 to 32.
  • the component composition was further adjusted as follows.
  • the comparative steels 19, 21, 24, 25, 27, and 28 were melted, at least one of six impurities and O (oxygen) was intentionally added.
  • O oxygen
  • the comparative steels 19 to 23 and 29 to 31 were melted, at least one of Zr, Nd, and Ta was not added.
  • the comparative steels 27 and 28 were melted, the amount of Zr or Nd added was excessive.
  • the addition amount of alloy elements such as Cr, Ni, and W was made excessive or insufficient.
  • test material was subjected to heat treatment at 1200 ° C. by water cooling.
  • heat treatment By this heat treatment, both the metallographic structures of the inventive steel test material and the comparative steel test material were made to have a coarse grain structure of 7 or less in ASTM grain size number (ASTM E112).
  • ⁇ Stress corrosion cracking test of base metal A test piece for corrosion having a width of 10 mm, a thickness of 4 mm and a length of 40 mm was cut out from the test material after the heat treatment.
  • the cut specimen for corrosion is hereinafter referred to as “base material”.
  • the base material was subjected to heat aging treatment at 650 ° C. for 100 hours.
  • a Stress corrosion cracking test a Strauss test (ASTM A262, Practice E: sensitization evaluation) was performed on the base material after the heat aging treatment, and the depth of cracking and the state of cracking were observed. The results are shown in Table 3.
  • ⁇ Stress corrosion cracking test of welded HAZ equivalent material A test piece for corrosion having a width of 10 mm, a thickness of 4 mm and a length of 40 mm was cut out from the test material after the heat treatment. The cut out test piece was heated at 950 ° C. for 25 seconds using a greeble tester (in vacuum, energization heating). After heating, He was blown and cooled to obtain a welded HAZ equivalent material (welded heat affected zone equivalent material). In the same manner as the base material, in order to evaluate corrosion cracking under severe conditions, the obtained welded HAZ equivalent material was subjected to a heat aging treatment similar to the heat aging treatment of the base material.
  • Ti is one of the six impurity elements or the total amount of the six impurity elements (subtotal (X)) is excessive.
  • invention steels 1 to 18 exhibited excellent high temperature strength of 58 MPa or more.
  • the high-temperature strength of the inventive steels 1 to 18 was about 1.4 times or more that of the comparative steel 19 (general-purpose steel TP310HCbN steel).
  • the high-temperature strength of the comparative steels 19 to 21, 26 to 28, and 32 is 47 MPa or less, which is inferior to the high-temperature strength of the inventive steels 1 to 18.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

成分組成が、質量％で、Ｃ：０．０３～０．１２％、Ｓｉ：０．１０～１．００％、Ｍｎ：０．１０～３．００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ｃｒ：２１．５０～２８．００％、Ｎｉ：２６．００超～３５．００％、Ｗ：２．００超～５．００％、Ｃｏ：０．８０％以下、Ｖ：０．０１～０．７０％、Ｎｂ：０．１５～１．００％、Ａｌ：０．００１～０．０４０％、Ｂ：０．０００１～０．０１００％、Ｎ：０．０１０～０．４００％、Ｚｒ：０．００１～０．２００％、Ｎｄ：０．００１～０．２００％、Ｔａ：０．００１～０．２００％、Ｔａ＋０．８Ｎｄ＋０．５Ｚｒ：０．０２０～０．２００％、Ｔｉ＋Ｓｎ＋Ｓｂ＋Ｐｂ＋Ａｓ＋Ｂｉ：０．０２５％以下、Ｏ：０．００９０％以下であり、残部がＦｅ及び不純物を含有する高Ｃｒ系オーステナイトステンレス鋼。

Description

高Ｃｒ系オーステナイトステンレス鋼
　本発明は、高Ｃｒ系オーステナイトステンレス鋼に関する。
　日本国内では、１９９０年代から、ボイラの高温高圧化が進み、蒸気温度が６００℃を超える超超臨界圧（ＵＳＣ：Ultra Super Critical power）ボイラが主流となった。
　一方、欧州、中国をはじめ、世界のボイラにおいても、地球環境対策のＣＯ２削減の観点から、高効率のＵＳＣボイラが次々建設されている。
　ボイラ内で高温高圧蒸気を生成する熱交換器管及びボイラの配管に用いる素材鋼には、高温強度が高い鋼材が嘱望され、近年、種々の鋼材が開発されている。
　例えば、特許文献１には、高Ｃｒ系オーステナイトステンレス鋼として、高温強度に優れ、石油及び石炭を燃料とする化学工業用容器材料、熱交換器材料、ボイラチューブ、高速炉等の高温部材料に好適な高強度オーステナイトステンレス鋼が開示されている。
　特許文献２には、ボイラ用鋼管や高温圧力容器等の高温高圧環境で使用する材料として好適な高温長時間側のクリープ破断強度に優れたオーステナイトステンレス鋼管が開示されている。
　特許文献３には、ボイラの過熱器管や再熱器管、化学工業用の反応炉管等として使用する鋼管の素材として、又は、耐熱耐圧部材として使用する、鋼板、棒鋼、鍛鋼品などの素材として好適な、長期使用後の加工性に優れた高温用オーステナイトステンレス鋼が開示されている。
　特許文献４には、５００℃以上の高温腐食を受けるとともに、繰り返しの熱疲労を受ける環境に耐えることができ、ＨＲＳＧ（Heat Recovery Steam Generator）若しくは次世代太陽光発電の熱交換器部材、又は、発電ボイラ用、化学工業用、原子力用などの耐熱耐圧部材に使う、管、板、棒、鍛造品等に好適な、優れた耐高温腐食熱疲労割れ性を有するオーステナイトステンレス鋼が開示されている。
　特許文献５には、超々臨界圧石炭火力発電や石炭ガス化複合発電等に用いる高強度ボイラ用鋼管等に適用する、時効後靱性に優れた高強度オーステナイトステンレス鋼が開示されている。
　特許文献６には、超々臨界圧石炭火力発電や石炭ガス化複合発電等に用いる高強度オーステナイトステンレス鋼が開示されている。
　特許文献１：特許第２５１０２０６号公報
　特許文献２：特開２００２－２１２６３４号公報
　特許文献３：特許第４９４６７５８号公報
　特許文献４：特許第５０２９７８８号公報
　特許文献５：特許第５６６１００１号公報
　特許文献６：特許第５６７０１０３号公報
　一般に、高温域で用いる熱交換器管の素材鋼の成分組成の設計においては、クリープ強度等の高温強度や、その他、高温耐食性、水蒸気酸化特性、熱疲労特性等が重視され、常温近傍における耐食性（例えば、水中での耐食性）は、そもそも、注目されていなかった。
　更に、Ｃｒの含有量が２１．５０質量％以上である高Ｃｒステンレス鋼の場合は、応力腐食割れそのものが起こらないと考えられていた。
　しかし、近年、溶接部、曲げ加工部等の加熱施工部分における不均質な金属組織又は不均一な炭化物等の析出に起因し、常温及び低温（約３５０℃以下）の水中で応力腐食割れが発生することが大きな問題になっている。
　例えば、ボイラの水圧試験時又はボイラの運転を止める場合において、熱交換器管の内部に水が長時間滞留することになり、応力腐食割れが顕著に発生する場合がある。
　応力腐食割れは、結晶粒界近傍における、Ｃｒ系炭化物の析出又はＣｒ濃度の低い層（Ｃｒ欠乏層）の生成によって、結晶粒界が選択的に腐食され易くなることで発生する。
　従来、１８Ｃｒ系オーステナイトステンレス鋼の応力腐食割れを防止する方法としては、
Ｃ量を低減し、粒界Ｃｒ炭化物の生成を抑制する方法（低炭素化法）、
粒界Ｃｒ炭化物の生成を抑制するため、Ｃｒより炭化物形成能が高いＮｂ及びＴｉを添加してＭＣ炭化物を形成し、Ｃを固定する方法（安定化熱処理法）、
Ｃｒを２１．５０％以上添加し、Ｃｒ欠乏層の生成を抑制し、粒界の選択腐食を抑制する方法（多量Ｃｒ添加法）、
などが知られている。
　しかし、いずれの方法においても問題がある。
　低炭素化法又は安定化熱処理法による１８Ｃｒ系オーステナイトステンレス鋼は、７５０℃以上の高温環境や、使用する燃料で形成される厳しい高温腐食環境では、耐酸化性、耐高温食性、及び高温強度が不十分であるので、使用できない。
　それ故、上記高温環境や高温腐食環境で使用するオーステナイトステンレス鋼は、多量Ｃｒ添加法により、Ｃｒの含有量を２１．５０質量％以上にする必要がある。
　しかし、近年、従来の高Ｃｒ系ステンレス鋼や従来技術では対処できない、特殊環境（厳しい応力腐食割れ環境）で発生する応力腐食割れが問題化している。
　この特殊環境（厳しい応力腐食割れ環境）における応力腐食割れは、「材料の鋭敏化」（即ち、結晶粒界近傍にＣｒ系炭窒化物が析出することにより、粒界近傍のＣｒ濃度が低下し、その結果、粒界腐食が生じやすくなる現象）、特殊な腐食環境因子（例えば、管内への海水の混入）、大きな残留歪（溶接や加工で残留する残留歪）を避けられない設備、等の要因によって発生する。
　上記特殊環境（厳しい応力腐食割れ環境）で発生する、高Ｃｒ系オーステナイトステンレス鋼の応力腐食割れに対しては、従来、全く考慮されておらず、有効な従来技術がなく、新たな材料の提案が要望されている。
　また、高Ｃｒ系オーステナイトステンレス鋼においては、優れた高温強度も要求される。
　本発明の目的は、Ｃｒを２１．５０質量％以上含有する高Ｃｒ系オーステナイトステンレス鋼であって、従来は考慮されていなかった特殊環境（厳しい応力腐食割れ環境）においても耐応力腐食割れ性が確保され、高温強度にも優れる高Ｃｒ系オーステナイトステンレス鋼を提供することである。
　上記課題を解決するための手段には、以下の態様が含まれる。
＜１＞　成分組成が、質量％で、
Ｃ　：０．０３～０．１２％、
Ｓｉ：０．１０～１．００％、
Ｍｎ：０．１０～３．００％、
Ｐ　：０．０３０％以下、
Ｓ　：０．０２０％以下、
Ｃｒ：２１．５０～２８．００％、
Ｎｉ：２６．００超～３５．００％、
Ｗ　：２．００超～５．００％、
Ｃｏ：０．８０％以下、
Ｖ　：０．０１～０．７０％、
Ｎｂ：０．１５～１．００％、
Ａｌ：０．００１～０．０４０％、
Ｂ　：０．０００１～０．０１００％、
Ｎ　：０．０１０～０．４００％、
Ｚｒ：０．００１～０．２００％、
Ｎｄ：０．００１～０．２００％、
Ｔａ：０．００１～０．２００％、
Ｔａ＋０．８Ｎｄ＋０．５Ｚｒ：０．０２０～０．２００％、
Ｔｉ：０．０１０％以下、
Ｓｎ：０．０１０％以下、
Ｓｂ：０．０１０％以下、
Ｐｂ：０．００１％以下、
Ａｓ：０．００１％以下、
Ｂｉ：０．００１％以下、
Ｔｉ＋Ｓｎ＋Ｓｂ＋Ｐｂ＋Ａｓ＋Ｂｉ：０．０２５％以下、
Ｏ　：０．００９０％以下、
Ｃｕ：４．００％以下、
Ｍｏ：２．００％以下、
Ｃａ：０．２０％以下、
Ｍｇ：０．２０％以下、
Ｎｄ以外のランタノイド元素、Ｙ、Ｓｃ、Ｈｆ、及びＲｅの１種又は２種以上：合計で０．２０％以下、並びに、
残部：Ｆｅ及び不純物からなる高Ｃｒ系オーステナイトステンレス鋼。
＜２＞　前記成分組成が、質量％で、Ｃｏ：０．０１～０．８０％を含む＜１＞に記載の高Ｃｒ系オーステナイトステンレス鋼。
＜３＞　前記成分組成が、質量％で、Ｃｕ：０．０１～４．００％、Ｍｏ：０．０１～２．００％、Ｃａ：０．０００１～０．２０％、及びＭｇ：０．０００５～０．２０％の１種又は２種以上を含む＜１＞又は＜２＞に記載の高Ｃｒ系オーステナイトステンレス鋼。
＜４＞　前記成分組成が、質量％で、Ｎｄ以外のランタノイド元素、Ｙ、Ｓｃ、Ｈｆ、及びＲｅの１種又は２種以上を、合計で０．００１～０．２０％含む＜１＞～＜３＞のいずれか１項に記載の高Ｃｒ系オーステナイトステンレス鋼。
＜５＞　７５０℃、１０万時間のクリープ破断強度が５０ＭＰａ以上である＜１＞～＜４＞のいずれか１項に記載の高Ｃｒ系オーステナイトステンレス鋼。
　本発明によれば、Ｃｒを２１．５０質量％以上含有する高Ｃｒ系オーステナイトステンレス鋼であって、従来は考慮されていなかった特殊環境（厳しい応力腐食割れ環境）においても耐応力腐食割れ性が確保され、高温強度にも優れる高Ｃｒ系オーステナイトステンレス鋼が提供される。
　以下、本発明の実施形態について説明する。
　本明細書中において、「～」を用いて表される数値範囲は、「～」の前後に記載される数値を下限値及び上限値として含む範囲を意味する。
　また、本明細書中において、元素の含有量を示す「％」、「Ｔａ＋０．８Ｎｄ＋０．５Ｚｒ」の値を示す「％」、「Ｔｉ＋Ｓｎ＋Ｓｂ＋Ｐｂ＋Ａｓ＋Ｂｉ」の値を示す「％」は、いずれも「質量％」を意味する。
　また、本明細書中において、Ｃ（炭素）の含有量を、「Ｃ量」と表記することがある。他の元素の含有量についても同様に表記することがある。
　本実施形態のオーステナイトステンレス鋼（以下、「本実施形態の鋼」ともいう）は、成分組成が、質量％で、Ｃ：０．０３～０．１２％、Ｓｉ：０．１０～１．００％、Ｍｎ：０．１０～３．００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ｃｒ：２１．５０～２８．００％、Ｎｉ：２６．００超～３５．００％、Ｗ：２．００超～５．００％、Ｃｏ：０．８０％以下、Ｖ：０．０１～０．７０％、Ｎｂ：０．１５～１．００％、Ａｌ：０．００１～０．０４０％、Ｂ：０．０００１～０．０１００％、Ｎ：０．０１０～０．４００％、Ｚｒ：０．００１～０．２００％、Ｎｄ：０．００１～０．２００％、Ｔａ：０．００１～０．２００％、Ｔａ＋０．８Ｎｄ＋０．５Ｚｒ：０．０２０～０．２００％、Ｔｉ：０．０１０％以下、Ｓｎ：０．０１０％以下、Ｓｂ：０．０１０％以下、Ｐｂ：０．００１％以下、Ａｓ：０．００１％以下、Ｂｉ：０．００１％以下、Ｔｉ＋Ｓｎ＋Ｓｂ＋Ｐｂ＋Ａｓ＋Ｂｉ：０．０２５％以下、Ｏ：０．００９０％以下、Ｃｕ：４．００％以下、Ｍｏ：２．００％以下、Ｃａ：０．２０％以下、Ｍｇ：０．２０％以下、Ｎｄ以外のランタノイド元素、Ｙ、Ｓｃ、Ｈｆ、及びＲｅの１種又は２種以上：合計で０．２０％以下、並びに、残部：Ｆｅ及び不純物からなる。
　本実施形態の鋼は、Ｃｒを２１．５０質量％以上含有する高Ｃｒ系オーステナイトステンレス鋼である。
　前述したとおり、近年、従来の高Ｃｒ系ステンレス鋼や従来技術では対処できない、特殊環境（厳しい応力腐食割れ環境）で発生する応力腐食割れが問題化している。
　本実施形態の鋼によれば、従来は考慮されていなかった特殊環境（厳しい応力腐食割れ環境）においても耐応力腐食割れ性が確保される。
　本実施形態の鋼により、かかる効果が奏される理由は、以下のように推測される。但し、本発明は以下の推測によって限定されることはない。
　本発明者らの検討により、高純度化した高Ｃｒ系オーステナイト鋼に対し、Ｔａ、Ｎｄ、及びＺｒの３元素を適量にて複合添加すると、複合添加による相乗効果で、耐応力腐食割れ性が顕著に向上することが判明した。
　従来、上記３元素の単独添加、又は、一部複合添加は知られているが、高Ｃｒ系オーステナイトステンレス鋼の耐応力腐食割れ性を改善するために、上記３元素を複合添加することは知られていない。
　更に、本発明者らの検討により、従来は有効な添加元素として扱われているＴｉを不純物元素として扱い、このＴｉを含めた不純物元素（具体的には、Ｔｉ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｐｂ、Ａｓ、Ｂｉ、Ｏ、等）の含有量を制限し、高Ｃｒ系オーステナイトステンレス鋼を高純度化することにより、上記３元素による相乗効果が顕著に発現することが明らかとなった。
　また、７００℃～７５０℃の高温環境での強度を維持する観点から、ＣとＮとの添加が不可欠であるが、Ｃｒ系炭窒化物が粒界に析出すると、応力腐食割れの原因となる。
　一方、本実施形態の鋼では、Ｔｉは、粗大な炭窒化物を形成するので、極力低減し、併せて、粒界を弱化し応力腐食割れの原因となる不純物を低減する。これにより、Ｃｒ系炭窒化物の粒界への析出に起因する応力腐食割れが抑制される。
　また、本実施形態の鋼は、高温強度（例えばクリープ破断強度）にも優れる。
　本実施形態の鋼が高温強度に優れる理由は、Ｔａ、Ｎｄ、及びＺｒの３元素の複合添加、適量のＷ、等の作用により、安定な炭窒化物の微細分散と、微細でかつ安定なラーベス相の析出強化と、が達成されるためと考えられる。
　本実施形態の鋼では、例えば、従来の汎用鋼の、７５０℃、１０万時間のクリープ破断強度に対し、１．４倍以上の強度が実現される。
　以下、本実施形態の鋼の成分組成及びその好ましい態様について説明する。
　Ｃ：０．０３～０．１２％
　Ｃは、炭化物の生成やオーステナイト組織の安定化、さらに、高温強度の向上及び高温での金属組織の安定化に不可欠な必須元素である。
　しかし、Ｃ量が０．０３％未満では、高Ｃｒ系オーステナイトステンレス鋼として、高温クリープ強度と高温での健全な金属組織とを維持することが困難である。そこで、Ｃ量は０．０３％以上とする。Ｃ量は、好ましくは０．０４％以上である。
　一方、Ｃ量が０．１２％を超えると、粗大なＣｒ系炭化物が結晶粒界に析出し、応力腐食割れや溶接割れの原因となり、また、靭性が低下する。そこで、Ｃ量は０．１２％以下とする。Ｃ量は、好ましくは０．１０％以下である。
　Ｓｉ：０．１０～１．００％
　Ｓｉは、製鋼時に脱酸剤として機能し、また、高温における水蒸気酸化を防止する元素である。０．１０％未満では、添加効果が十分に得られないので、Ｓｉ量は０．１０％以上とする。Ｓｉ量は、好ましくは０．１５％以上である。
　一方、Ｓｉ量が１．００％を超えると、加工性が低下するとともに、高温でシグマ相などの脆化相が析出するので、Ｓｉ量は１．００％以下とする。Ｓｉ量は、好ましくは０．６０％以下である。
　Ｍｎ：０．１０～３．００％
　Ｍｎは、不純物元素のＳとＭｎＳを形成してＳを無害化し、熱間加工性の向上に寄与するとともに、高温での金属組織の安定化に寄与する元素である。
　また、高Ｃｒ系オーステナイトステンレス鋼において、強度の確保に不可欠なＮを添加する際、Ｍｎの添加が特に有効である。
　Ｍｎ量が０．１０％未満では、添加効果が十分に得られないので、Ｍｎ量は０．１０％以上とする。Ｍｎ量は、好ましくは０．３０％以上である。
　一方、Ｍｎ量が３．００％を超えると、加工性と溶接性が低下するので、Ｍｎは３．００％以下とする。Ｍｎ量は、好ましくは２．７０％以下である。
　Ｐ：０．０３０％以下
　Ｐは、不純物元素であり、加工性や溶接性を阻害する元素である。
　Ｐ量が０．０３０％を超えると、加工性や溶接性が著しく低下するので、Ｐ量は０．０３０％以下とする。Ｐ量は、好ましくは０．０２０％以下である。
　Ｐは、少ないほど好ましいので、Ｐ量は０％であってもよい。
　しかし、Ｐは、鋼原料（原料鉱石、スクラップ等）から不可避的に混入する場合があり、Ｐ量を０．００１％未満に低減すると、製造コストが大幅に上昇する。このため、製造コストの観点から、Ｐ量は、０．００１％以上であってもよい。
　Ｓ：０．０２０％以下
　Ｓは、不純物元素であり、加工性、溶接性、及び耐応力腐食割れ性を阻害する元素である。Ｓ量が、０．０２０％を超えると、加工性、溶接性、及び耐応力腐食割れ性が著しく低下するので、Ｓ量は０．０２０％以下とする。
　溶接時の湯流れを改善するためＳを添加する場合があるが、その場合も、０．０２０％以下添加する。Ｓ量は、好ましくは０．０１０％以下である。
　Ｓは、少ないほど好ましいため、Ｓ量は０％であってもよい。
　しかし、Ｓは、鋼原料（原料鉱石、スクラップ等）から不可避的に混入する場合があり、Ｓ量を０．００１％未満に低減すると、製造コストが大幅に上昇する。このため、製造コストの観点から、Ｓ量は、０．００１％以上であってもよい。
　Ｃｒ：２１．５０～２８．００％
　Ｃｒは、高Ｃｒ系オーステナイトステンレス鋼の主要元素として、耐高温耐食性及び耐応力腐食割れ性の向上、並びに、Ｃｒ炭窒化物による強度の向上及び金属組織の安定化に寄与する元素である。
　特に、耐高温腐食性及び耐応力腐食割れ性を重視する場合、２１．５０％未満では、十分な耐高温腐食性及び耐応力腐食割れ性が得られない。このため、Ｃｒ量は２１．５０％以上とする。Ｃｒ量は、好ましくは２２．００％以上である。
　一方、Ｃｒ量が２８．００％を超えると、シグマ相などの脆化相が生成し、高温強度、靭性、加工性、及び溶接性が低下するので、Ｃｒ量は２８．００％とする。Ｃｒ量は、好ましくは２７．００％以下であり、より好ましくは２６．００％以下であり、特に好ましくは２６．５０％以下である。
　Ｎｉ：２６．００超～３５．００％
　Ｎｉは、オーステナイトステンレス鋼の主元素として、高温強度及び加工性の向上、並びに、高温での金属組織安定化に寄与する元素である。特にＣｒ量の多いオーステナイトステンレス鋼の場合、高温での金属組織を安定化し、脆化相の析出抑制するためには、Ｎｉを相当量添加する必要がある。
　Ｎｉ量が２６．００％以下では、添加効果が十分に得られないので、Ｎｉ量は２６．００％超とする。Ｎｉ量は、好ましくは２８．００％以上である。
　一方、Ｎｉ量が３５．００％を超えると、高温強度、溶接性、及び経済性が低下するので、Ｎｉ量は３５．００％以下とする。Ｎｉ量は、好ましくは３４．００％以下であり、より好ましくは３３．００％以下であり、特に好ましくは３２．００％以下である。
　Ｗ：２．００超～５．００％
　Ｗは、高温下での拡散が遅いので、高温域で、安定な金属組織及び強度を長時間維持して、耐応力腐食割れ性及び高温強度の向上に寄与する元素である。
　Ｗ量が２．００％以下では、十分な耐応力腐食割れ性と高温強度を確保できないので、Ｗ量は２．００％超とする。Ｗ量は、好ましくは２．２０％以上である。
　一方、５．００％を超えると、脆化相が増え、加工性、強度、及び溶接性が低下するので、Ｗ量は５．００％以下とする。Ｗ量は、好ましくは４．８０％以下である。
　Ｃｏ：０．８０％以下
　Ｃｏは、金属組織を安定化し、高温強度の向上に寄与する元素である。Ｃｏは任意の元素であり、Ｃｏ量は０％であってもよい。
　Ｃｏによる上記効果をより効果的に得る観点から、Ｃｏ量は、好ましくは０．０１％以上であり、より好ましくは０．０３％以上である。
　一方、０．８０％を超えると、添加効果が飽和するとともに、他の鋼を製造する際にＣｏ量の増加を招く。このため、Ｃｏ量は０．８０％以下とする。Ｃｏ量は、好ましくは０．６０％以下である。
　Ｖ：０．０１～０．７０％
　Ｖは、Ｎｂとともに、微細な炭窒化物を形成し、高温強度の向上に寄与する元素である。Ｖ量が０．０１％未満では、Ｎｂとの複合添加による複合効果が得られないので、Ｖ量は０．０１％以上とする。Ｖ量は、好ましくは０．０３％以上である。
　一方、Ｖ量が０．７０％を超えると、強度や耐応力腐食割れ性が低下するので、Ｖ量は０．７０％以下とする。Ｖ量は、好ましくは０．６０％以下である。
　Ｎｂ：０．１５～１．００％
　Ｎｂは、Ｖとともに、微細な炭窒化物を形成し、高温強度の向上に寄与するとともに、Ｃを固定して、結晶粒界におけるＣｒ炭窒化物の析出を抑制し、耐応力腐食割れ性の向上に寄与する元素である。また、Ｎｂは、微細なラーベス相の析出による高温強度の向上に寄与する元素でもある。
　Ｎｂ量が０．１５％未満では、添加効果が十分に得られないので、Ｎｂ量は０．１５％以上とする。Ｎｂ量は、好ましくは０．２０％以上である。
　一方、Ｎｂ量が１．００％を超えると、塊状の析出物が析出し、強度、靭性、及び耐応力腐食割れ性が低下するので、Ｎｂ量は１．００％以下とする。Ｎｂ量は、好ましくは０．９０％以下であり、より好ましくは０．８０％以下であり、更に好ましくは０．７０％以下である。
　Ａｌ：０．００１～０．０４０％
　Ａｌは、製鋼時、脱酸元素として機能し、鋼を清浄化する元素である。
　Ａｌ量が０．００１％未満では、鋼の清浄化を十分に達成できないので、Ａｌ量は０．００１％以上とする。Ａｌ量は、好ましくは０．００３％以上である。
　一方、Ａｌ量が０．０４０％を超えると、非金属介在物が多量生成し、耐応力腐食割れ性、高温強度、加工性、靭性、及び、高温下での金属組織の安定性が低下するので、Ａｌ量は０．０４０％以下とする。Ａｌ量は、好ましくは０．０３０％以下であり、より好ましくは０．０２０％以下である。
　Ｂ：０．０００１～０．０１００％
　Ｂは、高温強度及び耐応力腐食割れ性の向上に不可欠な元素である。即ち、Ｂは、結晶粒界に偏析して高温強度の向上に寄与するだけではなく、高温強度の向上に有効な、炭窒化物の生成、ラーベス相の微細化、及び金属組織の安定化に寄与する元素である。
　また、Ｂは、Ｔａ等との複合添加による相乗効果で、耐応力腐食割れ性の向上に寄与する元素でもある。
　Ｂ量が０．０００１％未満では、添加効果が十分に得られないので、Ｂ量は０．０００１％以上とする。Ｂ量は、好ましくは０．００３％以上である。
　一方、Ｂ量が０．０１００％を超えると、加工性、溶接性、及び高温強度が著しく低下するので、Ｂ量は０．０１００％以下とする。Ｂ量は、好ましくは０．００７０％以下である。
　Ｎ：０．０１０～０．４００％
　Ｎは、高Ｃｒ系オーステナイトステンレス鋼において、固溶強化及び炭窒化物の析出強化によって高温強度を確保するうえで必須の元素である。
　また、Ｎは、高Ｃｒ系オーステナイトステンレス鋼において、Ｎｉ、Ｍｎなどとともに、脆化相の抑制や金属組織の安定化に不可欠な元素である。
　Ｎ量が０．０１０％未満では、添加効果が十分に得られないので、Ｎ量は０．０１０％以上とする。Ｎ量は、好ましくは０．０５０％以上である。
　一方、Ｎ量が０．４００％を超えると、鋼中にブローホール欠陥を形成する他、高温で塊状の窒化物が析出して、耐応力腐食割れ性が低下するので、Ｎ量は０．４００％以下とする。Ｎ量は、好ましくは０．３００％以下である。
　Ｚｒ：０．００１～０．２００％
　Ｚｒは、極微量の添加で、耐応力腐食割れ性及び高温強度の向上に寄与する元素である。高Ｃｒ系オーステナイトステンレス鋼においては、Ｚｒ窒化物やＺｒ酸化物が微細な炭窒化物の析出核となるので、耐応力腐食割れ性が向上する。
　Ｚｒ量が０．００１％未満では、添加効果が十分に得られないので、Ｚｒ量は０．００１％以上とする。Ｚｒ量は、好ましくは０．００３％以上である。
　一方、Ｚｒ量が０．２００％を超えると、Ｚｒ窒化物やＺｒ酸化物が多量に生成し、靭性、加工性、耐食性、及び溶接性が低下するので、Ｚｒ量は０．２００％以下とする。Ｚｒ量は、好ましくは０．１５０％以下である。Ｚｒは、Ｔａ及びＮｄとの複合で適量添加するが、この点については後述する。
　Ｎｄ：０．００１～０．２００％
　Ｎｄは、Ｔａ及びＺｒの複合添加による相乗効果によって耐応力腐食割れ性を高めるのに不可欠の元素である。
　前述したように、本実施形態の鋼においては、炭窒化物やラーベス相を微細化し、かつ、長時間安定にし、Ｎｄ及びＢの複合添加で、結晶粒界を強化して耐応力腐食割れ性を向上させる。しかし、Ｎｄを金属Ｎｄとして添加しても、塊状の酸化物や窒化物として析出すると、Ｎｄが無駄に消費されてしまう。
　Ｎｄ量が０．００１％未満では、添加効果が十分に得られないので、Ｎｄ量は０．００１％以上とする。Ｎｄ量は、好ましくは０．００３％以上である。
　一方、Ｎｄ量が０．２００％を超えると、添加効果が飽和するとともに、酸化物や窒化物系介在物が生成し、耐応力腐食割れ性、高温強度、及び溶接性が低下するので、Ｎｄ量は０．２００％以下とする。Ｎｄ量は、好ましくは０．１７０％以下であり、より好ましくは０．１５０％以下である。Ｎｄは、Ｔａ及びＺｒとの複合で適量添加するが、この点については後述する。
　Ｔａ：０．００１～０．２００％
　Ｔａは、極微量の添加で、耐応力腐食割れ性の向上に寄与する元素である。即ち、Ｔａは、高Ｃｒ系オーステナイトステンレス鋼において、炭窒化物の微細化、高温長時間強度の向上、金属組織の安定化等に寄与する元素であり、Ｎｄ及びＺｒとの複合添加で優れた効果が期待できる元素である。
　Ｔａ量が０．００１％未満では、添加効果が十分に得られないので、Ｔａ量は、０．００１％以上とする。Ｔａ量は、好ましくは０．００３％以上である。
　一方、Ｔａ量が０．２００％を超えると、酸化物系介在物が増え、耐応力腐食割れ性、高温強度、加工性、及び溶接性が低下するので、Ｔａ量は０．２００％以下とする。Ｔａ量は、好ましくは０．１８０％以下であり、より好ましくは０．１５０％以下である。Ｔａは、Ｎｄ及びＺｒとの複合で適量添加するが、この点については後述する。
　Ｔａ＋０．８Ｎｄ＋０．５Ｚｒ：０．０２０～０．２００％
　Ｔｉ（本実施形態の鋼では不純物元素）を含む微量の不純物元素を厳格に制限した、２１．５０～２８．００％のＣｒを含有する高Ｃｒ系オーステナイトステンレス鋼において、Ｔａ、Ｎｄ、及びＺｒを複合して適量添加すると、これら３元素による相乗効果により、耐応力腐食割れ性が顕著に向上する。
　上記相乗効果は、Ｔａ、Ｎｄ、及びＺｒのそれぞれの元素の単独添加では達成し得ない効果であり、Ｔａ、Ｎｄ、及びＺｒの３元素の複合添加によってはじめて達成し得る効果である。
　上記３元素の複合添加による相乗効果は、本発明者らが見いだした新規な効果である。
　上記３元素の複合添加による相乗効果は、
（ａ）３元素の複合適量添加により、応力腐食割れの原因となる粗大な炭窒化物の結晶粒界への析出が抑制され（鋭敏化の抑制）、炭窒化物が結晶粒内に微細に分散して析出し、耐応力腐食割れ性が向上する効果、
（ｂ）３元素の複合適量添加で生成する炭窒化物が、高温で長時間安定であることで、７００℃以上の高温クリープ強度が向上する効果、及び、
（ｃ）高温域で、高温強度に大きく寄与するＷ系ラーベス相を微細に析出させるとともに安定化し、従来鋼では得られない高強度を達成する効果である。
　本実施形態では、Ｔａ、Ｎｄ、及びＺｒの各元素の作用効果を均等に評価し、これらの複合添加による相乗効果を適正に評価するため、「Ｔａ＋０．８Ｎｄ＋０．５Ｚｒ」の量（各元素記号は、各元素の含有量（質量％）を表す）を指標とする。
　「Ｔａ＋０．８Ｎｄ＋０．５Ｚｒ」では、Ｎｄの含有量に、Ｔａに対する原子量比０．８（≒１４４（Ｎｄ）／１８１（Ｔａ））を乗じて「０．８Ｎｄ」とし、Ｚｒの含有量に、Ｔａに対する原子量比０．５（≒９１（Ｚｒ）／１８１（Ｔａ））を乗じて「０．５Ｚｒ」とし、これら「０．８Ｎｄ」及び「０．５Ｚｒ」を、Ｔａの含有量に加算している。
　「Ｔａ＋０．８Ｎｄ＋０．５Ｚｒ」が０．０２０％未満であると、上記相乗効果が十分に得られないので、「Ｔａ＋０．８Ｎｄ＋０．５Ｚｒ」は０．０２０％以上とする。「Ｔａ＋０．８Ｎｄ＋０．５Ｚｒ」は、好ましくは０．０５０％以上、より好ましくは０．０８０％以上である。
　一方、「Ｔａ＋０．８Ｎｄ＋０．５Ｚｒ」が０．２００％を超えると、添加効果が飽和するとともに、酸化物系介在物が増加し、強度、靭性、溶接性、及び加工性が低下するので、「Ｔａ＋０．８Ｎｄ＋０．５Ｚｒ」は０．２００％以下とする。「Ｔａ＋０．８Ｎｄ＋０．５Ｚｒ」は、好ましくは０．１９５％以下であり、より好ましくは０．１７０％以下、特に好ましくは０．１４０％以下である。
　本実施形態の鋼においては、０．０２０～０．２００％の「Ｔａ＋０．８Ｎｄ＋０．５Ｚｒ」の相乗効果を確保するため、不純物元素のＴｉ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｐｂ、Ａｓ、Ｂｉ、及びＯの量を厳しく制限することにより、本実施形態の鋼を高純度化する。
　なお、通常、Ｔｉは、有意の添加元素であるが、本実施形態の鋼では、不純物元素として扱う。
　Ｔｉ：０．０１０％以下
　Ｔｉは、所要量のＮを含有するオーステナイトステンレス鋼では、塊状のＴｉ窒化物を形成する。このＴｉ窒化物は、Ｔａ、Ｎｄ、及びＺｒの複合添加による相乗効果を減殺するので、耐応力割れ性、高温強度、加工性、及び溶接性が著しく低下する。
　それ故、本実施形態の鋼では、Ｔｉを不純物元素として極力制限する。具体的には、Ｔｉは、鋼原料のスクラップ等から不可避的に混入する場合があるが、Ｔｉ量は０．０１０％以下に制限する。Ｔ量は、好ましくは０．００５％以下である。
　Ｔｉは、少ないほど好ましいため、Ｔｉ量は０％であってもよい。
　Ｓｎ：０．０１０％以下
　Ｓｂ：０．０１０％以下
　不純物元素であるＳｎ及びＳｂは、鋼原料のスクラップ等から不可避的に混入する場合があり、混入すると、精錬過程では除去し難い元素である。
　優れた耐応力腐食割れ性を確保するために、Ｓｎ量、Ｓｂ量ともに、極力低減しなければならない。従って、Ｓｎ量及びＳｂ量は、いずれも０．０１０％以下に制限する。Ｓｎ量及びＳｂ量は、それぞれ、好ましくは０．００５％以下である。
　Ｓｎ及びＳｂは、いずれも少ないほど好ましいため、Ｓｎ量及びＳｂ量は、いずれも０％であってもよい。
　Ｐｂ：０．００１％以下
　Ａｓ：０．００１％以下
　不純物元素であるＰｂ及びＡｓは、鋼原料のスクラップ等から不可避的に混入する場合があり、混入すると、精錬過程で除去し難い元素である。
　優れた耐応力腐食割れ性を確保するために、Ｐｂ量、Ａｓ量ともに、極力低減しなければならない。　従って、Ｐｂ量及びＡｓ量は、いずれも０．００１％以下に制限する。Ｐｂ量及びＡｓ量は、それぞれ、好ましくは０．０００５％以下である。
　一方、Ｐｂ及びＡｓは、少ないほど好ましいため、Ｐｂ量及びＡｓ量は、いずれも０％であってもよい。
　Ｂｉ：０．００１％以下
　不純物元素であるＢｉは、通常は混入しないが、鋼原料のスクラップ等から不可避的に混入する可能性がある元素である。Ｂｉは、高温強度や耐応力腐食割れ性に有害な元素であるので、極力低減しなければならない。このため、Ｂｉ量は、０．００１％以下に制限する。Ｂｉ量は、好ましくは０．０００５％以下である。
　一方、Ｂｉは、少ないほど好ましいため、Ｂｉ量は０％であってもよい。
　Ｔｉ＋Ｓｎ＋Ｓｂ＋Ｐｂ＋Ａｓ＋Ｂｉ：０．０２５％以下
　本実施形態の鋼において、Ｔａ、Ｎｄ、及びＺｒの複合添加による相乗効果を効果的に確保するためには、不純物６元素（具体的には、Ｔｉ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｐｂ、Ａｓ、及びＢｉの６元素）の含有量を個別に制限することに加え、不純物６元素の合計含有量（即ち、Ｔｉ＋Ｓｎ＋Ｓｂ＋Ｐｂ＋Ａｓ＋Ｂｉ）を制限し、鋼をより高純化する必要がある。
　本発明者らの試験によれば、「Ｔｉ＋Ｓｎ＋Ｓｂ＋Ｐｂ＋Ａｓ＋Ｂｉ」（各元素記号は、各元素の含有量（質量％）を表す）が０．０２５％を超えると、Ｔａ、Ｎｄ、及びＺｒの複合添加による相乗効果が著しく減殺される（例えば、後述の比較鋼２５参照）。
　従って、本実施形態の鋼では、「Ｔｉ＋Ｓｎ＋Ｓｂ＋Ｐｂ＋Ａｓ＋Ｂｉ」を０．０２５％以下に制限する。「Ｔｉ＋Ｓｎ＋Ｓｂ＋Ｐｂ＋Ａｓ＋Ｂｉ」は、好ましくは０．０２０％以下、より好ましくは０．０１５％以下である。
　Ｏ：０．００９０％以下
　溶鋼の精錬後、不可避的に残存するＯ（酸素）は、非金属介在物量の指標となる元素である。Ｏ量が０．００９０％を超えると、Ｔａ、Ｎｄ、及びＺｒが酸化物として消費されてしまい、耐応力腐食割れ性の向上効果（複合添加による相乗効果）が発現せず、さらに、高温強度、溶接性、加工性、及び靭性が低下する。このため、Ｏ量は、０．００９０％以下に制限する。Ｏ量は、好ましくは０．００６０％以下、より好ましくは０．００３０％以下である。
　Ｏは、可能な限り少ないほうがよいので、Ｏ量は０％であってもよい。しかし、Ｏは、精錬後、不可避的に０．０００１％程度は残留する場合がある。このため、製造コストの観点から、Ｏ量は、０．０００１％以上であってもよい。
　本実施形態の鋼の成分組成は、上記元素の他、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｃａ、及びＭｇの１種若しくは２種以上；並びに／又は；Ｎｄ以外のランタノイド元素、Ｙ、Ｓｃ、Ｈｆ、及びＲｅの１種若しくは２種以上を含有してもよい。
　これらの元素はいずれも任意の元素である。このため、これらの元素の各々の含有量は、それぞれ０％であってもよい。
　Ｃｕ：４．００％以下
　Ｃｕは、任意の元素であり、Ｃｕ量は、０％であってもよい。
　Ｃｕは、微細で、かつ、高温で安定なＣｕ相として析出し、６５０℃以下の高温域での長時間強度の向上に寄与する元素である。本実施形態の鋼がＣｕを含有する場合、上記効果をより効果的に得る観点から、Ｃｕ量は、好ましくは０．０１％以上であり、より好ましくは０．１０％以上である。
　一方、Ｃｕ量が４．００％超えると、加工性、クリープ延性、及び強度が低下するので、Ｃｕ量は４．００％以下とする。Ｃｕ量は、好ましくは３．５０％以下である。
　Ｍｏ：２．００％以下
　Ｍｏは、任意の元素であり、Ｍｏ量は、０％であってもよい。
　Ｍｏは、高温強度、耐食性、及び耐応力腐食割れ性の向上に有効な元素である。また、Ｗとの複合添加による相乗効果で、高温で長時間安定なラーベス相や炭化物の生成に寄与する元素である。本実施形態の鋼がＭｏを含有する場合、上記効果をより効果的に得る観点から、Ｍｏ量は、好ましくは０．０１％以上であり、より好ましくは０．０２％以上である。
　一方、Ｍｏ量が２．００％を超えると、脆化相を多量に生成し、加工性、高温強度、及び靭性が低下するので、Ｍｏ量は２．００％以下とする。Ｍｏ量は、好ましくは１．５０％以下である。
　Ｃａ：０．２０％以下
　Ｃａは、任意の元素であり、Ｃａ量は、０％であってもよい。
　Ｃａは、脱酸の仕上げとして添加され得る元素である。本実施形態の鋼はＮｄを含有するので、精錬過程において、Ｃａによって脱酸することが好ましい。本実施形態の鋼がＣａを含有する場合、脱酸効果をより効果的に得る観点から、Ｃａ量は、好ましくは０．０００１％以上であり、より好ましくは０．００１０％以上である。
　一方、Ｃａ量が０．２０％を超えると、非金属介在物の量が増えて、高温強度、耐応力腐食割れ性、及び靭性が低下するので、Ｃａ量は０．２０％以下とする。Ｃａ量は、好ましくは０．１５％以下である。
　Ｍｇ：０．２０％以下
　Ｍｇは、任意の元素であり、Ｍｇ量は、０％であってもよい。
　Ｍｇは、微量の添加で、高温強度や耐食性向上に寄与する元素である。本実施形態の鋼がＭｇを含有する場合、上記効果をより効果的に得る観点から、Ｍｇ量は、好ましくは０．０００５％以上であり、より好ましくは０．００１０％以上である。
　一方、Ｍｇ量が０．２０％を超えると、強度、靭性、耐食性、及び溶接性が低下するので、Ｍｇ量は０．２０％以下とする。Ｍｇ量は、好ましくは０．１５％以下である。
　Ｎｄ以外のランタノイド元素、Ｙ、Ｓｃ、Ｈｆ、及びＲｅの１種又は２種以上の合計：０．２０％以下
　Ｎｄ以外のランタノイド元素（即ち、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、及びＬｕ）、Ｙ、Ｓｃ、Ｈｆ、及びＲｅは、いずれも任意の元素であり、これらの元素の合計含有量は、０％であってもよい。
　Ｎｄ以外のランタノイド元素、Ｙ、Ｓｃ、Ｈｆ、及びＲｅは、高価であるが、Ｔａ、Ｎｄ、及びＺｒの複合添加による相乗効果を高める作用をなす元素である。本実施形態の鋼がこれらの元素の１種又は２種以上を含有する場合、これらの元素の合計含有量は、好ましくは０．００１％以上であり、より好ましくは０．００５％以上である。
　一方、上記合計含有量が０．２０％を超えると、非金属介在物の量が増えて、加工性、強度、靭性、耐食性、及び溶接性が低下するので、上記合計含有量は０．２０％以下とする。上記合計含有量は、好ましくは０．１５％以下である。
　本実施形態の鋼の成分組成から上述した元素以外を除いた残部は、Ｆｅ及び不純物である。
　ここでいう不純物は、上述した元素以外の元素の１種又は２種以上を指す。上述した元素以外の元素（不純物）の含有量は、各々、０．０１０％以下に制限されることが好ましく、０．００１％以下に制限されることが好ましい。
　本実施形態の鋼は、上述したとおり、高温強度（特に、クリープ破断強度）に優れる。
　本実施形態の鋼の高温強度の具体的な範囲には特に制限はないが、本実施形態の鋼は、７５０℃、１０万時間のクリープ破断強度が５０ＭＰａ以上であることが好ましい。
　ここで、「７５０℃、１０万時間のクリープ破断強度」は、７５０℃、１０万時間の平均のクリープ破断強度として推定された値を意味する。
　７５０℃、１０万時間のクリープ破断強度が５０ＭＰａ以上である高温強度は、従来、最も高温強度の高い２５Ｃｒ系オーステナイトステンレス鋼として世界で広く使われている、ＡＳＭＥ　ＳＡ２１３　ＴＰ３１０ＨＣｂＮ鋼の高温強度よりも、格段に優れた高温強度である（例えば、後述の表３中、発明鋼１～１８及び比較鋼１９参照）。
　７５０℃、１０万時間のクリープ破断強度が５０ＭＰａ未満である強度は、従来技術の延長で達成できる。しかし、上記クリープ破断強度が５０ＭＰａ以上である高温強度は、従来技術の延長で達成することは困難である。
　この点に関し、本実施形態の鋼によれば、Ｔａ、Ｎｄ、及びＺｒの複合添加による相乗効果、成分組成の限定、不純物元素量の制限による高純度化等により上記クリ―プ破断強度を達成することができる。
　本実施形態の鋼を製造する方法には特に限定はなく、公知のオーステナイトステンレス鋼の製法を適宜採用できる。
　本実施形態の鋼は、熱処理された鋼板又は鋼管であってもよい。
　上記熱処理における加熱温度は、粗粒組織を得やすく、高温強度（例えばクリープ破断強度）を向上させ易い点で、１０５０～１２５０℃が好ましく、１１５０℃～１２５０℃がより好ましい。
　熱処理における加熱後の冷却の態様には特に制限はなく、急冷（例えば水冷）であってもよいし、空冷であってもよいが、急冷が好ましく、水冷がより好ましい。
　上記熱処理された鋼板又は鋼管は、例えば、上述した本実施形態の鋼における成分組成を有する鋼板又は鋼管を準備し、準備した鋼板又は鋼管を、例えば１０５０～１２５０℃（好ましくは１１５０℃～１２５０℃）に加熱し、次いで冷却することによって得られる。
　上記成分組成を有する鋼板又は鋼管（熱処理前の鋼板又は鋼管）は、いずれも常法に従って準備できる。
　上記成分組成を有する鋼管は、例えば、上述した成分組成を有する溶鋼を鋳造して鋼塊又は鋼片とし、得られた鋼塊又は鋼片に対し、熱間押出、熱間圧延、熱間鍛造、冷間引抜き、冷間圧延、冷間鍛造、及び切削加工からなる群から選択される少なくとも１種の加工を施すことによって準備できる。
　以上、本実施形態の鋼について説明した。
　本実施形態の鋼の用途には特に制限はなく、本実施形態の鋼は、高温強度及び耐応力腐食割れ性の確保が要求されるあらゆる用途に適用できる。
　本実施形態の鋼は、例えば、ボイラ、化学プラント等の耐熱耐圧熱交換器管又は配管；耐熱鍛造品；耐熱棒鋼；耐熱鋼板；等に好適な素材鋼である。
　本実施形態の鋼は、特に、ボイラの内部に備えられる耐熱耐圧熱交換器管（例えば、外径３０～７０ｍｍ、肉厚２～１５ｍｍの耐熱耐圧熱交換器管）、又は、ボイラの配管（例えば、外径１２５～８５０ｍｍ、肉厚２０～１００ｍｍの配管）の素材鋼として特に好適である。
　次に、本発明の実施例について説明するが、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、この一条件例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。
　本実施例では、表１及び表２（表１の続き）に成分組成を示す３２種の鋼を溶製した。
　表１及び表２中、鋼１～１８は、本発明の実施例である発明鋼（以下、それぞれ、発明鋼１～１８とも称する）であり、鋼１９～３２は、比較例である比較鋼（以下、それぞれ、比較鋼１９～３２とも称する）である。
　ここで、比較鋼１９は、既存のＡＳＭＥ　ＳＡ２１３　ＴＰ３１０ＨＣｂＮ相当の鋼で、従来技術と発明鋼１～１８とを比較するための標準材である。
　発明鋼１～１８を溶製する際には、Ｆｅ源として、高炉転炉製錬と真空酸素脱ガス法による二次精錬とを経て得られた高純度のＦｅを用い、合金元素として、事前に分析された高純度の合金元素を用いた。更に、発明鋼１～１８を溶製する前に、発明鋼１～１８を溶製するための炉を十分洗浄し、不純物混入が起こらないように特別に配慮した。
　発明鋼１～１８の作製においては、以上の特別な管理により、不純物６元素（具体的には、Ｔｉ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｐｂ、Ａｓ、及びＢｉ）の量、Ｏ量などを制限し、Ｔａ量、Ｎｄ量、及びＺｒ量を適切な範囲に制御した。
　比較鋼１９～３２を溶製する際にも上記高純度のＦｅ源を用いたが、比較鋼１９～３２の溶製では、更に、以下のようにして成分組成を調整した。
　比較鋼１９、２１、２４、２５、２７、及び２８を溶製する際には、意図的に不純物６元素及びＯ（酸素）のうちの少なくとも１種を添加した。
　比較鋼１９～２３及び２９～３１を溶製する際には、Ｚｒ、Ｎｄ、及びＴａの少なくとも１種を無添加とした。
　比較鋼２７及び２８を溶製する際には、Ｚｒ又はＮｄの添加量を過剰とした。
　比較鋼１９、２０、２２、２４、２６、２７、及び３２を溶製する際には、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｗ等の合金元素の添加量を過剰又は不足とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
－表１及び表２の説明－
・数値は、各元素の含有量（質量％）を示す。
・下線を付した数値は、本実施形態における成分組成の範囲外の数値である。
・各鋼において、表１及び表２に示した元素を除いた残部は、Ｆｅ及び不純物である。
・「Ｔａ＋０．８Ｎｄ＋０．５Ｚｒ」の算出において、含有量が０．００１％未満（表２中では「＜０．００１」と表記）の元素については、含有量０％として「Ｔａ＋０．８Ｎｄ＋０．５Ｚｒ」を算出した。
・小計（Ｘ）は、不純物６元素（具体的には、Ｔｉ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｐｂ、Ａｓ、及びＢｉ）の合計量（質量％）を示す。ここで、含有量が０．００１％未満（表２中では「＜０．００１」と表記）の元素については、含有量０％として小計（Ｘ）を算出した。
＜試験材の製造及び熱処理（１２００℃）＞
　表１及び表２に示した成分組成の鋼を真空溶解によって溶製し、鋳造することにより、５０ｋｇの鋼塊を得た。
　得られた鋼塊を熱間鍛造することにより、厚さ１５ｍｍの鋼板を得た。
　得られた厚さ１５ｍｍの鋼板の表面を切削加工することにより、厚さ約１２ｍｍの鋼板を得た。
　得られた厚さ約１２ｍｍの鋼板に対し、約３０％の断面減少率で冷間圧延を施すことにより、厚さ約８ｍｍの板状の試験材を得た。
　上記試験材を１２００℃に加熱して１５分保持し、保持後、水冷することにより、上記試験材に対し、１２００℃の熱処理を施した。この熱処理により、発明鋼の試験材及び比較鋼の試験材の金属組織を、ともに、ＡＳＴＭ結晶粒度番号（ＡＳＴＭ　Ｅ１１２）で７以下の粗粒組織とした。
＜母材の応力腐食割れ試験＞
　上記熱処理後の試験材から、幅１０ｍｍ×厚さ４ｍｍ×長さ４０ｍｍの腐食用試験片を切り出した。切り出した腐食用試験片を、以下、「母材」とする。
厳しい条件での腐食割れ評価を実施するため、母材に対し、６５０℃で１００時間、加熱時効処理を施した。
　加熱時効処理後の母材に対し、応力腐食割れ試験として、ストラウス試験（ＡＳＴＭ　Ａ２６２、Ｐｒａｃｔｉｃｅ　Ｅ：鋭敏化評価）を実施し、割れの深さ及び割れの状態を観察した。
　結果を表３に示す。
　なお、上記条件の加熱時効処理後の応力腐食割れ試験は、従来、高Ｃｒ系オーステナイトステンレス鋼として定量的に評価されていない、厳しい試験である。
＜溶接ＨＡＺ相当材の応力腐食割れ試験＞
　上記熱処理後の試験材から、幅１０ｍｍ×厚さ４ｍｍ×長さ４０ｍｍの腐食用試験片を切り出した。
　切り出した試験片を、グリーブル試験機（真空中、通電加熱）を用い、９５０℃、２５秒加熱した。加熱後、Ｈｅを吹きつけて冷却することにより、溶接ＨＡＺ相当材（溶接熱影響部相当材）を得た。
　母材と同様に、厳しい条件での腐食割れ評価を実施するため、得られた溶接ＨＡＺ相当材に対し、母材の加熱時効処理と同様の加熱時効処理を施した。
　加熱時効処理後の溶接ＨＡＺ相当材に対し、母材と同様に、応力腐食割れ試験として、ストラウス試験（ＡＳＴＭ　Ａ２６２、Ｐｒａｃｔｉｃｅ　Ｅ：鋭敏化評価）を実施し、割れの深さ及び割れの状態を観察した。
　結果を表３に示す。
＜高温強度＞
　上記熱処理後の試験材から、試験材の長手方向を長手方向とする、φ６ｍｍ、平行部３０ｍｍのクリープ破断試験片を切り出した。このクリープ破断試験片を用い、７５０℃、１万時間以上の長時間のクリープ破断試験を実施し、高温強度として、７５０℃、１０万時間の平均のクリープ破断強度（ＭＰａ）を推定した。
　結果を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表３に示すように、発明鋼１～１８では、母材及び溶接ＨＡＺ相当材において、深さ１０μｍ未満の粒界割れが発生している程度であり、比較鋼１９～３１と比較して、応力腐食割れが顕著に抑制されていた。
　この結果から、発明鋼１～１８が、厳しい腐食環境下でも、優れた耐応力腐食割れ性を有することが実証された。
　発明鋼１～１８に対し、従来の汎用鋼ＴＰ３４７ＨＣｂＮ相当鋼（比較鋼１９）では、母材及び溶接ＨＡＺ相当材の双方に、深さ２ｍｍ以上の大きな割れが多数発生した。
　同様に、比較鋼２０～３１においても、母材及び溶接ＨＡＺ相当材の双方に、深さ２ｍｍ以上の大きな割れが多数発生するか、又は、更に深刻な割れである貫通割れが発生していた。
　発明鋼１～１８と、
　Ｔａは適量であるがＮｄ及びＺｒが不足である比較鋼２０、並びに、Ｎｄ、Ｔａ、及びＺｒの少なくとも１つが不足又は過剰である比較鋼２１～２３及び２７～３１と、
の対比より、厳しい条件での応力腐食割れを抑制するためには、Ｔａ、Ｎｄ、Ｚｒ、及びＴａ＋０．８Ｎｄ＋０．５Ｎｄを適量とすることが必要であることが実証された。
　また、発明鋼１～１８と、
　Ｔａ、Ｎｄ、Ｚｒ、及びＴａ＋０．８Ｎｄ＋０．５Ｎｄは適量であるが、不純物６元素の１つであるＴｉ又は不純物６元素の合計量（小計（Ｘ））が過剰である比較鋼２４及び２５と、
の対比より、厳しい条件での応力腐食割れを抑制するためには、Ｔａ、Ｎｄ、Ｚｒ、及びＴａ＋０．８Ｎｄ＋０．５Ｎｄを適量とすることだけでなく、不純物６元素の量を制限することも必要であることが実証された。
　また、表３に示すように、発明鋼１～１８は、５８ＭＰａ以上の優れた高温強度を示した。発明鋼１～１８の高温強度は、比較鋼１９（汎用鋼ＴＰ３１０ＨＣｂＮ鋼）の高温強度の約１．４倍以上であった。
　これに対し、例えば、比較鋼１９～２１、２６～２８、及び３２の高温強度は４７ＭＰａ以下であり、発明鋼１～１８の高温強度と比較して劣っていた。
　特に、発明鋼１～１８と、Ｗが不足又は過剰である比較鋼２０、２７、及び３２と、の対比より、高温強度の向上のためには、Ｗ量を適量とする必要があることが立証された。
　日本出願２０１５－１２０５９２の開示はその全体が参照により本明細書に取り込まれる。
　本明細書に記載された全ての文献、特許出願、および技術規格は、個々の文献、特許出願、および技術規格が参照により取り込まれることが具体的かつ個々に記された場合と同程度に、本明細書中に参照により取り込まれる。

Claims (5)

  1. 　成分組成が、質量％で、
    Ｃ　：０．０３～０．１２％、
    Ｓｉ：０．１０～１．００％、
    Ｍｎ：０．１０～３．００％、
    Ｐ　：０．０３０％以下、
    Ｓ　：０．０２０％以下、
    Ｃｒ：２１．５０～２８．００％、
    Ｎｉ：２６．００超～３５．００％、
    Ｗ　：２．００超～５．００％、
    Ｃｏ：０．８０％以下、
    Ｖ　：０．０１～０．７０％、
    Ｎｂ：０．１５～１．００％、
    Ａｌ：０．００１～０．０４０％、
    Ｂ　：０．０００１～０．０１００％、
    Ｎ　：０．０１０～０．４００％、
    Ｚｒ：０．００１～０．２００％、
    Ｎｄ：０．００１～０．２００％、
    Ｔａ：０．００１～０．２００％、
    Ｔａ＋０．８Ｎｄ＋０．５Ｚｒ：０．０２０～０．２００％、
    Ｔｉ：０．０１０％以下、
    Ｓｎ：０．０１０％以下、
    Ｓｂ：０．０１０％以下、
    Ｐｂ：０．００１％以下、
    Ａｓ：０．００１％以下、
    Ｂｉ：０．００１％以下、
    Ｔｉ＋Ｓｎ＋Ｓｂ＋Ｐｂ＋Ａｓ＋Ｂｉ：０．０２５％以下、
    Ｏ　：０．００９０％以下
    Ｃｕ：４．００％以下、
    Ｍｏ：２．００％以下、
    Ｃａ：０．２０％以下、
    Ｍｇ：０．２０％以下、
    Ｎｄ以外のランタノイド元素、Ｙ、Ｓｃ、Ｈｆ、及びＲｅの１種又は２種以上：合計で０．２０％以下、並びに、
    残部：Ｆｅ及び不純物からなる高Ｃｒ系オーステナイトステンレス鋼。
  2. 　前記成分組成が、質量％で、Ｃｏ：０．０１～０．８０％を含む請求項１に記載の高Ｃｒ系オーステナイトステンレス鋼。
  3. 　前記成分組成が、質量％で、Ｃｕ：０．０１～４．００％、Ｍｏ：０．０１～２．００％、Ｃａ：０．０００１～０．２０％、及びＭｇ：０．０００５～０．２０％の１種又は２種以上を含む請求項１又は請求項２に記載の高Ｃｒ系オーステナイトステンレス鋼。
  4. 　前記成分組成が、質量％で、Ｎｄ以外のランタノイド元素、Ｙ、Ｓｃ、Ｈｆ、及びＲｅの１種又は２種以上を、合計で０．００１～０．２０％含む請求項１～請求項３のいずれか１項に記載の高Ｃｒ系オーステナイトステンレス鋼。
  5. 　７５０℃、１０万時間のクリープ破断強度が５０ＭＰａ以上である請求項１～請求項４のいずれか１項に記載の高Ｃｒ系オーステナイトステンレス鋼。
PCT/JP2016/066696 2015-06-15 2016-06-03 高Ｃｒ系オーステナイトステンレス鋼 WO2016204005A1 (ja)

Priority Applications (8)

Application Number Priority Date Filing Date Title
US15/570,270 US10519533B2 (en) 2015-06-15 2016-06-03 High Cr-based austenitic stainless steel
ES16811480T ES2788648T3 (es) 2015-06-15 2016-06-03 Acero inoxidable austenítico basado en un alto contenido de Cr
EP16811480.9A EP3309274B1 (en) 2015-06-15 2016-06-03 High cr-based austenitic stainless steel
KR1020197017673A KR102136690B1 (ko) 2015-06-15 2016-06-03 고Cr계 오스테나이트 스테인리스강
KR1020177029799A KR20170128549A (ko) 2015-06-15 2016-06-03 고Cr계 오스테나이트 스테인리스강
JP2017525142A JP6369632B2 (ja) 2015-06-15 2016-06-03 高Ｃｒ系オーステナイトステンレス鋼
CN201680022008.5A CN107532258B (zh) 2015-06-15 2016-06-03 高Cr系奥氏体不锈钢
CA2982247A CA2982247C (en) 2015-06-15 2016-06-03 High cr-based austenitic stainless steel

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2015120592 2015-06-15
JP2015-120592 2015-06-15

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2016204005A1 true WO2016204005A1 (ja) 2016-12-22

Family

ID=57545154

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2016/066696 WO2016204005A1 (ja) 2015-06-15 2016-06-03 高Ｃｒ系オーステナイトステンレス鋼

Country Status (8)

Country Link
US (1) US10519533B2 (ja)
EP (1) EP3309274B1 (ja)
JP (1) JP6369632B2 (ja)
KR (2) KR20170128549A (ja)
CN (1) CN107532258B (ja)
CA (1) CA2982247C (ja)
ES (1) ES2788648T3 (ja)
WO (1) WO2016204005A1 (ja)

Cited By (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2019098034A1 (ja) * 2017-11-15 2019-05-23 日本製鉄株式会社 オーステナイト系耐熱鋼溶接金属、溶接継手、オーステナイト系耐熱鋼用溶接材料、および溶接継手の製造方法
JP2019183193A (ja) * 2018-04-03 2019-10-24 日本製鉄株式会社 オーステナイト系ステンレス鋼
JP2020105572A (ja) * 2018-12-27 2020-07-09 日本製鉄株式会社 オーステナイト系耐熱鋼
JP2020164919A (ja) * 2019-03-29 2020-10-08 日本製鉄株式会社 オーステナイト系耐熱鋼
JP2021080510A (ja) * 2019-11-15 2021-05-27 日本製鉄株式会社 オーステナイト系耐熱鋼溶接継手
JP2021098199A (ja) * 2019-12-19 2021-07-01 日本製鉄株式会社 オーステナイト系耐熱鋼溶接金属、溶接継手、およびオーステナイト系耐熱鋼用溶接材料
JP2021105204A (ja) * 2019-12-27 2021-07-26 日本製鉄株式会社 オーステナイト系耐熱鋼
WO2022145068A1 (ja) * 2020-12-28 2022-07-07 日本製鉄株式会社 鋼材
RU2790717C1 (ru) * 2022-02-24 2023-02-28 Лев Александрович Писаревский Нестабилизированная аустенитная сталь, устойчивая к локальной коррозии в скд-воде
JP7538417B2 (ja) 2019-11-13 2024-08-22 日本製鉄株式会社 オーステナイト系ステンレス鋼材

Families Citing this family (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN107868860B (zh) * 2016-09-26 2019-11-01 天津大学 采用冷轧变形调整tp347h奥氏体钢中碳化铌析出的方法
CN108796370A (zh) * 2018-06-13 2018-11-13 武汉钢铁有限公司 一种屈服强度≥690MPa的焊接结构用耐火耐候钢及其生产方法
RU2703318C1 (ru) * 2019-04-15 2019-10-16 Акционерное Общество "Российский Концерн По Производству Электрической И Тепловой Энергии На Атомных Станциях" (Ао "Концерн Росэнергоатом") Радиационно-стойкая аустенитная сталь для внутрикорпусной выгородки ввэр
KR102696125B1 (ko) * 2019-07-25 2024-08-20 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 오스테나이트계 스테인리스 강재 및 용접 이음
JP7265203B2 (ja) * 2019-08-29 2023-04-26 日本製鉄株式会社 オーステナイト系耐熱鋼
CN114657453A (zh) * 2020-12-23 2022-06-24 安徽工业大学科技园有限公司 一种马氏体抗菌不锈钢及其制备方法
CN115505820B (zh) * 2022-09-15 2024-01-05 山西太钢不锈钢股份有限公司 一种含铌高氮镍基合金的连铸方法

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2005023353A (ja) * 2003-06-30 2005-01-27 Sumitomo Metal Ind Ltd 高温水環境用オーステナイトステンレス鋼
WO2009044802A1 (ja) * 2007-10-04 2009-04-09 Sumitomo Metal Industries, Ltd. オーステナイト系ステンレス鋼
WO2011155296A1 (ja) * 2010-06-09 2011-12-15 住友金属工業株式会社 耐水蒸気酸化性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼管およびその製造方法
WO2013130139A2 (en) * 2011-12-20 2013-09-06 Ati Properties, Inc. High strength, corrosion resistant austenitic alloys

Family Cites Families (24)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS4946758B1 (ja) 1970-09-02 1974-12-11
IT947673B (it) 1971-04-16 1973-05-30 Ibm Procedimento atto a impedire o at tenuare l autodrogaggio o diffusio ne spontanea di impurita in dispo sitivi semiconduttori
JP2510206B2 (ja) 1987-07-03 1996-06-26 新日本製鐵株式会社 Ｓｉ含有量の少ない高強度オ−ステナイト系耐熱鋼
JP2510206Y2 (ja) 1990-10-01 1996-09-11 株式会社明電舎 ガス絶縁電力機器の予測保全装置
JPH09263898A (ja) * 1996-03-28 1997-10-07 Mitsubishi Materials Corp 高温耐食性に優れたごみ焼却排ガス利用廃熱ボイラの伝熱管
JP2000129403A (ja) * 1998-10-26 2000-05-09 Hitachi Ltd 高温強度と耐食性に優れたオーステナイト系耐熱合金及び用途
JP2001107196A (ja) 1999-10-07 2001-04-17 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐溶接割れ性と耐硫酸腐食性に優れたオーステナイト鋼溶接継手およびその溶接材料
JP2002212634A (ja) 2000-11-17 2002-07-31 Nippon Steel Corp クリープ破断強度に優れたオーステナイト系耐熱鋼管の製造方法
KR100460346B1 (ko) * 2002-03-25 2004-12-08 이인성 금속간상의 형성이 억제된 내식성, 내취화성, 주조성 및열간가공성이 우수한 슈퍼 듀플렉스 스테인리스강
JP3838216B2 (ja) 2003-04-25 2006-10-25 住友金属工業株式会社 オーステナイト系ステンレス鋼
EP1867743B9 (en) 2005-04-04 2015-04-29 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Austenitic stainless steel
JP4946242B2 (ja) * 2006-07-27 2012-06-06 住友金属工業株式会社 オーステナイト系ステンレス鋼溶接継手及びオーステナイト系ステンレス鋼溶接材料
JP4946758B2 (ja) 2007-09-28 2012-06-06 住友金属工業株式会社 長期使用後の加工性に優れた高温用オーステナイト系ステンレス鋼
EP2199419B1 (en) 2007-10-03 2018-03-07 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Austenitic stainless steel
US20150010425A1 (en) 2007-10-04 2015-01-08 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Austenitic stainless steel
US8865060B2 (en) 2007-10-04 2014-10-21 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Austenitic stainless steel
JP5670103B2 (ja) 2010-06-15 2015-02-18 山陽特殊製鋼株式会社 高強度オーステナイト系耐熱鋼
US9803267B2 (en) 2011-05-26 2017-10-31 Upl, L.L.C. Austenitic stainless steel
KR101577149B1 (ko) * 2011-06-28 2015-12-11 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 오스테나이트계 스테인리스 강관
JP5661001B2 (ja) 2011-08-23 2015-01-28 山陽特殊製鋼株式会社 時効後靭性に優れた高強度オーステナイト系耐熱鋼
JP5029788B1 (ja) 2011-11-18 2012-09-19 住友金属工業株式会社 オーステナイト系ステンレス鋼
DE102012014068B3 (de) 2012-07-13 2014-01-02 Salzgitter Mannesmann Stainless Tubes GmbH Austenitische Stahllegierung mit ausgezeichneter Zeitstandfestigkeit sowie Oxidations- und Korrosionsbeständigkeit bei erhöhten Einsatztemperaturen
JP5786830B2 (ja) * 2012-09-03 2015-09-30 新日鐵住金株式会社 高圧水素ガス用高強度オーステナイトステンレス鋼
US9869003B2 (en) 2013-02-26 2018-01-16 Ati Properties Llc Methods for processing alloys

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2005023353A (ja) * 2003-06-30 2005-01-27 Sumitomo Metal Ind Ltd 高温水環境用オーステナイトステンレス鋼
WO2009044802A1 (ja) * 2007-10-04 2009-04-09 Sumitomo Metal Industries, Ltd. オーステナイト系ステンレス鋼
WO2011155296A1 (ja) * 2010-06-09 2011-12-15 住友金属工業株式会社 耐水蒸気酸化性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼管およびその製造方法
WO2013130139A2 (en) * 2011-12-20 2013-09-06 Ati Properties, Inc. High strength, corrosion resistant austenitic alloys

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP3309274A4 *

Cited By (19)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN111344427B (zh) * 2017-11-15 2021-08-31 日本制铁株式会社 奥氏体系耐热钢焊接金属、焊接接头、奥氏体系耐热钢用焊接材料以及焊接接头的制造方法
CN111344427A (zh) * 2017-11-15 2020-06-26 日本制铁株式会社 奥氏体系耐热钢焊接金属、焊接接头、奥氏体系耐热钢用焊接材料以及焊接接头的制造方法
WO2019098034A1 (ja) * 2017-11-15 2019-05-23 日本製鉄株式会社 オーステナイト系耐熱鋼溶接金属、溶接継手、オーステナイト系耐熱鋼用溶接材料、および溶接継手の製造方法
JPWO2019098034A1 (ja) * 2017-11-15 2020-10-22 日本製鉄株式会社 オーステナイト系耐熱鋼溶接金属、溶接継手、オーステナイト系耐熱鋼用溶接材料、および溶接継手の製造方法
JP2019183193A (ja) * 2018-04-03 2019-10-24 日本製鉄株式会社 オーステナイト系ステンレス鋼
JP7114998B2 (ja) 2018-04-03 2022-08-09 日本製鉄株式会社 オーステナイト系ステンレス鋼
JP2020105572A (ja) * 2018-12-27 2020-07-09 日本製鉄株式会社 オーステナイト系耐熱鋼
JP7167707B2 (ja) 2018-12-27 2022-11-09 日本製鉄株式会社 オーステナイト系耐熱鋼
JP2020164919A (ja) * 2019-03-29 2020-10-08 日本製鉄株式会社 オーステナイト系耐熱鋼
JP7226019B2 (ja) 2019-03-29 2023-02-21 日本製鉄株式会社 オーステナイト系耐熱鋼
JP7538417B2 (ja) 2019-11-13 2024-08-22 日本製鉄株式会社 オーステナイト系ステンレス鋼材
JP2021080510A (ja) * 2019-11-15 2021-05-27 日本製鉄株式会社 オーステナイト系耐熱鋼溶接継手
JP7360032B2 (ja) 2019-11-15 2023-10-12 日本製鉄株式会社 オーステナイト系耐熱鋼溶接継手
JP2021098199A (ja) * 2019-12-19 2021-07-01 日本製鉄株式会社 オーステナイト系耐熱鋼溶接金属、溶接継手、およびオーステナイト系耐熱鋼用溶接材料
JP7368722B2 (ja) 2019-12-19 2023-10-25 日本製鉄株式会社 オーステナイト系耐熱鋼溶接金属、溶接継手、およびオーステナイト系耐熱鋼用溶接材料
JP2021105204A (ja) * 2019-12-27 2021-07-26 日本製鉄株式会社 オーステナイト系耐熱鋼
JP7372537B2 (ja) 2019-12-27 2023-11-01 日本製鉄株式会社 オーステナイト系耐熱鋼
WO2022145068A1 (ja) * 2020-12-28 2022-07-07 日本製鉄株式会社 鋼材
RU2790717C1 (ru) * 2022-02-24 2023-02-28 Лев Александрович Писаревский Нестабилизированная аустенитная сталь, устойчивая к локальной коррозии в скд-воде

Also Published As

Publication number Publication date
CA2982247C (en) 2020-06-30
US10519533B2 (en) 2019-12-31
US20180142334A1 (en) 2018-05-24
CN107532258A (zh) 2018-01-02
CA2982247A1 (en) 2016-12-22
JPWO2016204005A1 (ja) 2018-02-08
EP3309274A1 (en) 2018-04-18
JP6369632B2 (ja) 2018-08-08
KR20190073614A (ko) 2019-06-26
ES2788648T3 (es) 2020-10-22
EP3309274B1 (en) 2020-04-08
CN107532258B (zh) 2019-05-28
KR20170128549A (ko) 2017-11-22
KR102136690B1 (ko) 2020-07-22
EP3309274A4 (en) 2018-11-21

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6369632B2 (ja) 高Ｃｒ系オーステナイトステンレス鋼
JP6350686B2 (ja) オーステナイトステンレス鋼
KR101630096B1 (ko) Ni기 내열 합금
JP4803174B2 (ja) オーステナイト系ステンレス鋼
JP4609491B2 (ja) フェライト系耐熱鋼
EP2725112B1 (en) Carburization-resistant metal material and uses of the carburization-resistant metal material
KR101632520B1 (ko) 이음매 없는 오스테나이트계 내열 합금관
JP4946758B2 (ja) 長期使用後の加工性に優れた高温用オーステナイト系ステンレス鋼
WO2011071054A1 (ja) オーステナイト系耐熱合金
KR20120053080A (ko) Ｎｉ기 합금 제품 및 그 제조 방법
JP5838933B2 (ja) オーステナイト系耐熱鋼
JP5846076B2 (ja) オーステナイト系耐熱合金
JP6795038B2 (ja) オーステナイト系耐熱合金およびそれを用いた溶接継手
JP2021080510A (ja) オーステナイト系耐熱鋼溶接継手

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 16811480

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2017525142

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2982247

Country of ref document: CA

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20177029799

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

REEP Request for entry into the european phase

Ref document number: 2016811480

Country of ref document: EP

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 15570270

Country of ref document: US

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE