JP7464817B2 - オーステナイト系ステンレス鋼 - Google Patents
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Description
本発明はステンレス鋼に関し、さらに詳しくは、オーステナイト系ステンレス鋼に関する。
火力発電所、石油精製または石油化学プラントの加熱炉管は、６００℃以上の高温で、かつ硫化物や塩化物を含む腐食環境に長時間さらされる場合がある。そのため、加熱炉管に用いられる材料には、高いクリープ強度や、良好な耐ポリチオン酸粒界応力腐食割れ性を有することが求められる。
特許文献１には、ボイラの過酷な使用環境下において、良好な高温強度と耐食性を有するボイラ用のオーステナイト系耐熱鋼が記載されている。また、特許文献２には、高温での長時間使用の際のＨＡＺにおける耐脆化割れ性に優れ、ポリチオン酸ＳＳＣに対して高い抵抗力を有するオーステナイト系ステンレス鋼が記載されている。更に、特許文献３には、耐ポリチオン酸ＳＳＣ性に優れ、クリープ延性にも優れるオーステナイト系ステンレス鋼が記載されている。
特許文献３に記載されたオーステナイト系ステンレス鋼では、Ｍｏ、Ｂ、Ｃの含有量のバランスを取ることで、クリープ延性を向上させている。しかしながら、最近では、特許文献３に記載されオーステナイト系ステンレス鋼よりも、より長時間でのクリープ試験においてクリープ強度とクリープ延性の両立が可能なステンレス鋼が望まれている。
本発明は上記事情に鑑みてなされたものであり、高いクリープ強度とクリープ延性を有するオーステナイト系ステンレス鋼を提供することを課題とする。
本発明に係るオーステナイト系ステンレス鋼は、以下の通りである。
［１］ 化学組成が質量％で、
Ｃ ：０．０３０％以下、
Ｓｉ：０．１～１．０％、
Ｍｎ：０．２～２．０％、
Ｐ ：０．０１～０．０４％、
Ｓ ：０．０１％以下、
Ｃｒ：１５．０～２５．０％、
Ｎｉ：９．０～１８．０％、
Ｎ：０．０６～０．２５％、
Ｎｂ：０．２～１．０％、
Ｃｕ：２．０超～４．０％、
Ｍｏ：０．１～２．０％、
Ｂ ：０．０００５～０．００８％、
Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００５～０．０８０％、
Ｖ ：０～１．０％、
Ｃｏ：０～１．０％、
Ｙ ：０～１．０％、
Ｚｒ：０～１．０％、
Ｈｆ：０～０．２０％、
Ｔa：０～０．２％、
Ｗ ：０～１．５％、
Ｃａ：０～０．０１０％、
Ｍｇ：０～０．０１０％、
希土類元素：０～０．１０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、
粒界におけるＢ濃度が母相でのＢ濃度に比較して５００倍以上であり、
平均結晶粒径が粒度番号で５．０～９．６である、オーステナイト系ステンレス鋼。
［２］ 更に、質量％で、
Ｖ ：０.１～１．０％、
Ｃｏ：０.１～１．０％、
Ｙ ：０.１～１．０％、
Ｚｒ：０.１～１．０％、
Ｈｆ：０.０１～０．２０％、
Ｔa：０.０１～０．２％、
Ｗ ：０.１～１．５％、
Ｃａ：０.０００５～０．０１０％、
Ｍｇ：０.０００５～０．０１０％、
希土類元素：０.０００５～０．１０％のうちの１種または２種以上を含有する、［１］に記載のオーステナイト系ステンレス鋼。
［３］ 下記式（１）を満たす、［１］または［２］に記載のオーステナイト系ステンレス鋼。
Ｆ１＝０．２×Ｍｏ＋５×Ｎｂ＋５００×Ｂ＋５×Ｙ＋５×Ｚｒ＞２．０ …（１）
ただし、式（１）中のＭｏ、Ｎｂ、Ｂ、Ｙ及びＺｒは、それぞれの元素の質量％であり、ＹまたはＺｒを含有量しない場合はそれぞれ０を代入する。
［１］ 化学組成が質量％で、
Ｃ ：０．０３０％以下、
Ｓｉ：０．１～１．０％、
Ｍｎ：０．２～２．０％、
Ｐ ：０．０１～０．０４％、
Ｓ ：０．０１％以下、
Ｃｒ：１５．０～２５．０％、
Ｎｉ：９．０～１８．０％、
Ｎ：０．０６～０．２５％、
Ｎｂ：０．２～１．０％、
Ｃｕ：２．０超～４．０％、
Ｍｏ：０．１～２．０％、
Ｂ ：０．０００５～０．００８％、
Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００５～０．０８０％、
Ｖ ：０～１．０％、
Ｃｏ：０～１．０％、
Ｙ ：０～１．０％、
Ｚｒ：０～１．０％、
Ｈｆ：０～０．２０％、
Ｔa：０～０．２％、
Ｗ ：０～１．５％、
Ｃａ：０～０．０１０％、
Ｍｇ：０～０．０１０％、
希土類元素：０～０．１０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、
粒界におけるＢ濃度が母相でのＢ濃度に比較して５００倍以上であり、
平均結晶粒径が粒度番号で５．０～９．６である、オーステナイト系ステンレス鋼。
［２］ 更に、質量％で、
Ｖ ：０.１～１．０％、
Ｃｏ：０.１～１．０％、
Ｙ ：０.１～１．０％、
Ｚｒ：０.１～１．０％、
Ｈｆ：０.０１～０．２０％、
Ｔa：０.０１～０．２％、
Ｗ ：０.１～１．５％、
Ｃａ：０.０００５～０．０１０％、
Ｍｇ：０.０００５～０．０１０％、
希土類元素：０.０００５～０．１０％のうちの１種または２種以上を含有する、［１］に記載のオーステナイト系ステンレス鋼。
［３］ 下記式（１）を満たす、［１］または［２］に記載のオーステナイト系ステンレス鋼。
Ｆ１＝０．２×Ｍｏ＋５×Ｎｂ＋５００×Ｂ＋５×Ｙ＋５×Ｚｒ＞２．０ …（１）
ただし、式（１）中のＭｏ、Ｎｂ、Ｂ、Ｙ及びＺｒは、それぞれの元素の質量％であり、ＹまたはＺｒを含有量しない場合はそれぞれ０を代入する。
本発明によるオーステナイト系ステンレス鋼は、クリープ強度、クリープ延性に優れる。
本発明者らは、オーステナイト系ステンレス鋼において、Ｂの粒界偏析量が大きいほどクリープ延性、およびクリープ強度が高くなることを見出した。具体的には、母相のＢ濃度に対して粒界のＢ濃度が５００倍以上であれば、クリープ延性、およびクリープ強度が向上することを見出した。
粒界のＢ濃度は、結晶組織の粒界面積の影響を受ける。すなわち、オーステナイト系ステンレス鋼の結晶組織において、結晶粒径が小さくなるほど、鋼全体としての粒界面積が大きくなり、粒界におけるＢの平均濃度が小さくなる。また、結晶粒径が小さくなると、粒界における変形が助長され、その結果、クリープ強度が低下する。そのため、結晶粒径は大きい方がよい。すなわち、平均結晶粒径は粒度番号で１１．０以下とすることが必要である。一方で、結晶粒径が大きすぎると、拡散距離が足らず、溶体化時点での粒界偏析量が小さくなる。さらに、粒界近傍における局所変形が助長され、結果クリープ強度とクリープ延性が低くなる。これを避けるためには平均結晶粒径が粒度番号で５．０以上である必要がある。
また、Ｎｂ、Ｍｏの含有は、Ｂの粒界偏析を促進することが明らかとなった。更にまた、Ｚｒ、Ｙを含有させることで、Ｂの粒界偏析をより促進することが明らかとなった。そこで、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｚｒ，Ｙ、Ｂの添加量がクリープ強度に及ぼす影響に関して、さらに調査を勧めたところ、下記式（１）を満たす場合、より優れたクリープ延性およびクリープ強度が得られることがわかった。
Ｆ１＝０．２×Ｍｏ＋５×Ｎｂ＋５００×Ｂ＋５×Ｙ＋５×Ｚｒ＞２．０ …（１）
上記式（１）中のＭｏ、Ｎｂ、Ｂ、Ｙ及びＺｒは、それぞれの元素の質量％であり、ＹまたはＺｒを含有量しない場合はそれぞれ０を代入する。
上記式（１）中のＭｏ、Ｎｂ、Ｂ、Ｙ及びＺｒは、それぞれの元素の質量％であり、ＹまたはＺｒを含有量しない場合はそれぞれ０を代入する。
以下、本発明の実施形態であるオーステナイト系ステンレス鋼について説明する。
本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼は、以下に説明する化学組成を有し、粒界におけるＢ濃度が母相でのＢ濃度に比較して５００倍以上であり、平均結晶粒径が粒度番号で５．０～１１．０のオーステナイト系ステンレス鋼である。また、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼は、上記式（１）を満たしていてもよい。
本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼は、以下に説明する化学組成を有し、粒界におけるＢ濃度が母相でのＢ濃度に比較して５００倍以上であり、平均結晶粒径が粒度番号で５．０～１１．０のオーステナイト系ステンレス鋼である。また、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼は、上記式（１）を満たしていてもよい。
［化学組成］
本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼の化学組成は、次の元素を含有する。
本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼の化学組成は、次の元素を含有する。
Ｃ：０．０３０％以下
炭素（Ｃ）は、不可避に含有される。Ｃは６００℃以上の高温腐食環境下で本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼を使用中において、粒界にＣｒ－ｒｉｃｈなＭ２３Ｃ６型炭化物を生成し、耐ポリチオン酸粒界応力腐食割れ性を低下させる。したがって、Ｃ含有量は０．０３０％以下である。好ましいＣ含有量は０．０２５％以下であり、さらに好ましくは０．０２０％以下である。Ｃ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、上述の通り、Ｃは不可避に含有されるため、工業生産上、Ｃは少なくとも、０．０００１％は含有され得る。そのため、Ｃ含有量は０．０００１％以上でもよい。
炭素（Ｃ）は、不可避に含有される。Ｃは６００℃以上の高温腐食環境下で本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼を使用中において、粒界にＣｒ－ｒｉｃｈなＭ２３Ｃ６型炭化物を生成し、耐ポリチオン酸粒界応力腐食割れ性を低下させる。したがって、Ｃ含有量は０．０３０％以下である。好ましいＣ含有量は０．０２５％以下であり、さらに好ましくは０．０２０％以下である。Ｃ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、上述の通り、Ｃは不可避に含有されるため、工業生産上、Ｃは少なくとも、０．０００１％は含有され得る。そのため、Ｃ含有量は０．０００１％以上でもよい。
Ｓｉ：０．１～１．０％
シリコン（Ｓｉ）は、鋼を脱酸する。Ｓｉはさらに、鋼の耐酸化性及び耐水蒸気酸化性を高める。Ｓｉ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｓｉ含有量が高すぎれば、鋼中にシグマ相（σ相）が析出し、鋼の靱性およびクリープ強度が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．１～１．０％である。好ましいＳｉ含有量は０．７５％以下であり、さらに好ましくは０．５０％以下である。
シリコン（Ｓｉ）は、鋼を脱酸する。Ｓｉはさらに、鋼の耐酸化性及び耐水蒸気酸化性を高める。Ｓｉ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｓｉ含有量が高すぎれば、鋼中にシグマ相（σ相）が析出し、鋼の靱性およびクリープ強度が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．１～１．０％である。好ましいＳｉ含有量は０．７５％以下であり、さらに好ましくは０．５０％以下である。
Ｍｎ：０．２～２．０％
マンガン（Ｍｎ）は、鋼を脱酸する。Ｍｎはさらに、オーステナイトを安定化して、クリープ強度を高める。Ｍｎ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、鋼のクリープ強度が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．２～２．０％である。好ましいＭｎ含有量は０．３％以上であり、さらに好ましくは０．４％以上である。また、好ましいＭｎ含有量は１．７％以下であり、さらに好ましくは１．６％以下である。
マンガン（Ｍｎ）は、鋼を脱酸する。Ｍｎはさらに、オーステナイトを安定化して、クリープ強度を高める。Ｍｎ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、鋼のクリープ強度が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．２～２．０％である。好ましいＭｎ含有量は０．３％以上であり、さらに好ましくは０．４％以上である。また、好ましいＭｎ含有量は１．７％以下であり、さらに好ましくは１．６％以下である。
Ｐ：０．０１～０．０４％
燐（Ｐ）は、鋼の熱間加工性及び靱性を低下させる。一方で、Ｐの含有量が低すぎると、優れたクリープ延性が得られない。したがって、Ｐ含有量は０．０１～０．０４％である。好ましいＰ含有量は０．０３５％以下であり、さらに好ましくは０．０３２％以下である。また、Ｐ含有量は０．０１２％以上でもよい。
燐（Ｐ）は、鋼の熱間加工性及び靱性を低下させる。一方で、Ｐの含有量が低すぎると、優れたクリープ延性が得られない。したがって、Ｐ含有量は０．０１～０．０４％である。好ましいＰ含有量は０．０３５％以下であり、さらに好ましくは０．０３２％以下である。また、Ｐ含有量は０．０１２％以上でもよい。
Ｓ：０．０１％以下
硫黄（Ｓ）は不純物である。Ｓは鋼の熱間加工性及びクリープ延性を低下させる。したがって、Ｓ含有量は０．０１％以下である。Ｓ含有量は０．００８％以下でもよい。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｓは不可避に含有され、工業生産上、Ｓは少なくとも０．０００１％は含有され得る。そのため、Ｓ含有量は０．０００１%以上であってもよい。
硫黄（Ｓ）は不純物である。Ｓは鋼の熱間加工性及びクリープ延性を低下させる。したがって、Ｓ含有量は０．０１％以下である。Ｓ含有量は０．００８％以下でもよい。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｓは不可避に含有され、工業生産上、Ｓは少なくとも０．０００１％は含有され得る。そのため、Ｓ含有量は０．０００１%以上であってもよい。
Ｃｒ：１５．０～２５．０％
クロム（Ｃｒ）は、鋼の耐ポリチオン酸粒界応力腐食性を高める。Ｃｒはさらに、耐酸化性、耐水蒸気酸化性、耐高温腐食性等を高める。Ｃｒ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｃｒ含有量が高すぎれば、鋼のクリープ強度および靱性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は１５．０～２５．０％である。Ｃｒ含有量は、１６．０％以上でもよく、１６．５％以上でもよく、１７．０％以上でもよい。また、Ｃｒ含有量は２４．０％以下でもよく、２３．０％以下でもよい。
クロム（Ｃｒ）は、鋼の耐ポリチオン酸粒界応力腐食性を高める。Ｃｒはさらに、耐酸化性、耐水蒸気酸化性、耐高温腐食性等を高める。Ｃｒ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｃｒ含有量が高すぎれば、鋼のクリープ強度および靱性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は１５．０～２５．０％である。Ｃｒ含有量は、１６．０％以上でもよく、１６．５％以上でもよく、１７．０％以上でもよい。また、Ｃｒ含有量は２４．０％以下でもよく、２３．０％以下でもよい。
Ｎｉ：９．０～１８．０％
ニッケル（Ｎｉ）は、オーステナイトを安定化して、クリープ強度を高める。Ｎｉ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｎｉ含有量が高すぎれば上記効果が飽和し、さらに、製造コストが高くなる。したがって、Ｎｉ含有量は９．０～１８．０％である。Ｎｉ含有量は１０．０％以上でもよく、１０．５％以上でもよい。また、Ｎｉ含有量は１７．５％以下でもよく、１７．０％以下でもよい。
ニッケル（Ｎｉ）は、オーステナイトを安定化して、クリープ強度を高める。Ｎｉ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｎｉ含有量が高すぎれば上記効果が飽和し、さらに、製造コストが高くなる。したがって、Ｎｉ含有量は９．０～１８．０％である。Ｎｉ含有量は１０．０％以上でもよく、１０．５％以上でもよい。また、Ｎｉ含有量は１７．５％以下でもよく、１７．０％以下でもよい。
Ｎ：０．０６～０．２５％
窒素（Ｎ）は、マトリクス（母相）に固溶してオーステナイトを安定化して、クリープ強度を高める。Ｎはさらに、粒内に微細な炭窒化物を形成し、鋼のクリープ強度を高める。つまり、Ｎは、固溶強化及び析出強化の両方でクリープ強度に寄与する。Ｎ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｎ含有量が高すぎれば、粒界でＣｒ窒化物が形成され、溶接熱影響部（ＨＡＺ）での耐ポリチオン酸粒界応力腐食割れ性が低下する。Ｎ含有量が高すぎればさらに、鋼の加工性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．０６～０．２５％である。Ｎ含有量は０．０７％以上でもよい。また、Ｎ含有量は０．２３％以下でもよく、０．２０％以下でもよい。
窒素（Ｎ）は、マトリクス（母相）に固溶してオーステナイトを安定化して、クリープ強度を高める。Ｎはさらに、粒内に微細な炭窒化物を形成し、鋼のクリープ強度を高める。つまり、Ｎは、固溶強化及び析出強化の両方でクリープ強度に寄与する。Ｎ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｎ含有量が高すぎれば、粒界でＣｒ窒化物が形成され、溶接熱影響部（ＨＡＺ）での耐ポリチオン酸粒界応力腐食割れ性が低下する。Ｎ含有量が高すぎればさらに、鋼の加工性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．０６～０．２５％である。Ｎ含有量は０．０７％以上でもよい。また、Ｎ含有量は０．２３％以下でもよく、０．２０％以下でもよい。
Ｎｂ：０．２～１．０％
ニオブ（Ｎｂ）は、高温腐食環境下での使用中において、ＭＸ型炭窒化物を形成し、鋼中の固溶Ｃ量を低減する。これにより、鋼の耐ポリチオン酸ＳＣＣ性が高まる。生成した炭窒化物やＺ相はまた、クリープ強度を高める。Ｎｂ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｎｂ含有量が高すぎれば、δフェライトが生成し、鋼の長時間クリープ強度、靱性、及び溶接性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０．２～１．０％である。Ｎｂ含有量は０．２５％以上でもよい。また、Ｎｂ含有量は０．９％以下でもよく、０．８％以下でもよい。
ニオブ（Ｎｂ）は、高温腐食環境下での使用中において、ＭＸ型炭窒化物を形成し、鋼中の固溶Ｃ量を低減する。これにより、鋼の耐ポリチオン酸ＳＣＣ性が高まる。生成した炭窒化物やＺ相はまた、クリープ強度を高める。Ｎｂ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｎｂ含有量が高すぎれば、δフェライトが生成し、鋼の長時間クリープ強度、靱性、及び溶接性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０．２～１．０％である。Ｎｂ含有量は０．２５％以上でもよい。また、Ｎｂ含有量は０．９％以下でもよく、０．８％以下でもよい。
Ｃｕ：２．０超～４．０％
銅（Ｃｕ）は、高温環境下での使用中において、粒内に微細なＣｕ相として析出し、クリープ強度を向上させる。一方で、Ｃｕ含有量が高すぎれば、クリープ延性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は２．０超～４．０％である。Ｃｕ含有量は２．２％以上でもよい。また、Ｃｕ含有量は３．８％以下でもよく、３．７％以下でもよい。
銅（Ｃｕ）は、高温環境下での使用中において、粒内に微細なＣｕ相として析出し、クリープ強度を向上させる。一方で、Ｃｕ含有量が高すぎれば、クリープ延性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は２．０超～４．０％である。Ｃｕ含有量は２．２％以上でもよい。また、Ｃｕ含有量は３．８％以下でもよく、３．７％以下でもよい。
Ｍｏ：０．１～２．０％
モリブデン（Ｍｏ）は、粒界にＭ２３Ｃ６型炭化物が生成するのを抑制し、耐ポリチオン酸粒界応力腐食割れ性を向上させる。さらにＭｏは、固溶強化によって材料のクリープ強化に寄与する。Ｍｏ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方で、Ｍｏ含有量が高すぎれば、オーステナイトの安定性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０．１～２．０％である。Ｍｏ含有量は０．２％以上でもよい。また、Ｍｏ含有量は１．８％以下でもよく、１．５％以下でもよい。
モリブデン（Ｍｏ）は、粒界にＭ２３Ｃ６型炭化物が生成するのを抑制し、耐ポリチオン酸粒界応力腐食割れ性を向上させる。さらにＭｏは、固溶強化によって材料のクリープ強化に寄与する。Ｍｏ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方で、Ｍｏ含有量が高すぎれば、オーステナイトの安定性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０．１～２．０％である。Ｍｏ含有量は０．２％以上でもよい。また、Ｍｏ含有量は１．８％以下でもよく、１．５％以下でもよい。
Ｂ：０．０００５～０．００８％
ボロン（Ｂ）は、高温腐食環境下での使用中において、粒界に偏析し、粒界強度を高める。その結果、クリープ延性、およびクリープ強度を高める。Ｂ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｂ含有量が高すぎれば、溶接性及び熱間加工性が低下する。したがって、Ｂ含有量は０．０００５～０．００８％である。Ｂ含有量は０．０００７％以上でもよく、０．０００９％以上でもよい。また、Ｂ含有量は０．００６％以下でもよく、０．００５％以下でもよい。
ボロン（Ｂ）は、高温腐食環境下での使用中において、粒界に偏析し、粒界強度を高める。その結果、クリープ延性、およびクリープ強度を高める。Ｂ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｂ含有量が高すぎれば、溶接性及び熱間加工性が低下する。したがって、Ｂ含有量は０．０００５～０．００８％である。Ｂ含有量は０．０００７％以上でもよく、０．０００９％以上でもよい。また、Ｂ含有量は０．００６％以下でもよく、０．００５％以下でもよい。
Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００５～０．０８０％
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼を脱酸する。Ａｌ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ａｌ含有量が高すぎれば、鋼の清浄度が低下し、鋼の加工性及び延性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．０００５～０．０８０％である。Ａｌ含有量は０．００１０％以上でもよく、０．００２０％以上でもよい。また、Ａｌ含有量は０．０６０％以下でもよく、０．０５０％以下でもよい。本実施形態においてＡｌ含有量は、酸可溶Ａｌ（ｓｏｌ．Ａｌ）の含有量を意味する。
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼を脱酸する。Ａｌ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ａｌ含有量が高すぎれば、鋼の清浄度が低下し、鋼の加工性及び延性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．０００５～０．０８０％である。Ａｌ含有量は０．００１０％以上でもよく、０．００２０％以上でもよい。また、Ａｌ含有量は０．０６０％以下でもよく、０．０５０％以下でもよい。本実施形態においてＡｌ含有量は、酸可溶Ａｌ（ｓｏｌ．Ａｌ）の含有量を意味する。
本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼の残部は、Ｆｅ及び不純物である。
また、本実施の形態によるオーステナイト系ステンレス鋼はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｖ：１．０％以下、Ｃｏ：１．０％以下、Ｙ：１．０％以下、Ｚｒ：１．０％以下、Ｈｆ：０．２０％以下、Ｔa：０．２％以下、Ｗ：５．０％以下、Ｃａ：０．０１０％以下、Ｍｇ：０．０１０％以下、希土類元素：０．１０％以下のうちの１種または２種以上の元素を含んでもよい。
以下、上記の任意元素に関して詳しく説明する。
以下、上記の任意元素に関して詳しく説明する。
Ｖ：０～１．０％
バナジウム（Ｖ）は、任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｖは、高温腐食環境下での使用中において、Ｃと結合して炭窒化物を生成して、固溶Ｃを低減し、鋼の耐ポリチオン酸ＳＣＣ性を高める。生成したＶ炭窒化物はまた、クリープ強度を高める。しかしながら、Ｖ含有量が高すぎれば、δフェライトが生成し、鋼のクリープ強度、靭性、及び溶接性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０～１．０％である。耐ポリチオン酸ＳＣＣ性及びクリープ強度をさらに有効に高めるためのＶ含有量は０．１％以上である。また、Ｖ含有量は０．９％以下でもよく、０．８％以下でもよい。
バナジウム（Ｖ）は、任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｖは、高温腐食環境下での使用中において、Ｃと結合して炭窒化物を生成して、固溶Ｃを低減し、鋼の耐ポリチオン酸ＳＣＣ性を高める。生成したＶ炭窒化物はまた、クリープ強度を高める。しかしながら、Ｖ含有量が高すぎれば、δフェライトが生成し、鋼のクリープ強度、靭性、及び溶接性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０～１．０％である。耐ポリチオン酸ＳＣＣ性及びクリープ強度をさらに有効に高めるためのＶ含有量は０．１％以上である。また、Ｖ含有量は０．９％以下でもよく、０．８％以下でもよい。
Ｃｏ：０～１．０％
コバルト（Ｃｏ）は、任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃｏはオーステナイトを安定化して、クリープ強度を高める。しかしながら、Ｃｏ含有量が高すぎれば、原料コストが高まる。したがって、Ｃｏ含有量は０～１．０％である。Ｃｏ含有量は０．１％以上でもよく０．２％以上でもよい。
コバルト（Ｃｏ）は、任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃｏはオーステナイトを安定化して、クリープ強度を高める。しかしながら、Ｃｏ含有量が高すぎれば、原料コストが高まる。したがって、Ｃｏ含有量は０～１．０％である。Ｃｏ含有量は０．１％以上でもよく０．２％以上でもよい。
Ｙ：０～１．０％
イットリウム（Ｙ）は、任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、ＹはＢの粒界偏析を促進し、鋼のクリープ強度およびクリープ延性を高める。一方で、Ｙ含有量が高すぎると、酸化物などの介在物が多くなり、加工性や溶接性が損なわれる。したがって、Ｙ含有量は０～１．０％である。Ｙ含有量は０．１％以上でもよい。また、Ｙ含有量は０．９％以下でもよく、０．８％以下でもよい。
イットリウム（Ｙ）は、任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、ＹはＢの粒界偏析を促進し、鋼のクリープ強度およびクリープ延性を高める。一方で、Ｙ含有量が高すぎると、酸化物などの介在物が多くなり、加工性や溶接性が損なわれる。したがって、Ｙ含有量は０～１．０％である。Ｙ含有量は０．１％以上でもよい。また、Ｙ含有量は０．９％以下でもよく、０．８％以下でもよい。
Ｚｒ：０～１．０％
ジルコニウム（Ｚｒ）は、任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｚｒは炭素や窒素と結合し、鋼の強度を高める。Ｚｒはまた、Ｂの粒界偏析を助長し、クリープ強度を高める。一方で、Ｚｒ含有量が高すぎれば、クリープ延性が低下する。したがって、Ｚｒ含有量は０～１．０％である。Ｚｒ含有量は０．１％以上であってもよい。また、Ｚｒ含有量は０．９％以下でもよく、０．８％以下でもよい。
ジルコニウム（Ｚｒ）は、任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｚｒは炭素や窒素と結合し、鋼の強度を高める。Ｚｒはまた、Ｂの粒界偏析を助長し、クリープ強度を高める。一方で、Ｚｒ含有量が高すぎれば、クリープ延性が低下する。したがって、Ｚｒ含有量は０～１．０％である。Ｚｒ含有量は０．１％以上であってもよい。また、Ｚｒ含有量は０．９％以下でもよく、０．８％以下でもよい。
Ｈｆ：０～０．２０％
ハフニウム（Ｈｆ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｈｆは、高温腐食環境下での使用中において、Ｃと結合して炭窒化物を生成して、固溶Ｃを低減し、鋼の耐ポリチオン酸ＳＣＣ性を高める。生成したＨｆ炭窒化物はまた、クリープ強度を高める。しかしながら、Ｈｆ含有量が高すぎれば、δフェライトが生成し、鋼のクリープ強度、靭性、及び溶接性が低下する。したがって、Ｈｆ含有量は０～０．２０％である。Ｈｆ含有量の好ましい下限は０．０１％以上であり、さらに好ましくは０．０２以上％である。
ハフニウム（Ｈｆ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｈｆは、高温腐食環境下での使用中において、Ｃと結合して炭窒化物を生成して、固溶Ｃを低減し、鋼の耐ポリチオン酸ＳＣＣ性を高める。生成したＨｆ炭窒化物はまた、クリープ強度を高める。しかしながら、Ｈｆ含有量が高すぎれば、δフェライトが生成し、鋼のクリープ強度、靭性、及び溶接性が低下する。したがって、Ｈｆ含有量は０～０．２０％である。Ｈｆ含有量の好ましい下限は０．０１％以上であり、さらに好ましくは０．０２以上％である。
Ｔa：０～０．２％
タンタル（Ｔａ）は、任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｔａは、高温腐食環境下での使用中において、Ｃと結合して炭窒化物を生成して、固溶Ｃを低減し、鋼の耐ポリチオン酸ＳＣＣ性を高める。生成したＴａ炭窒化物はまた、クリープ強度を高める。しかしながら、Ｔａ含有量が高すぎれば、δフェライトが生成し、鋼のクリープ強度、靭性、及び溶接性が低下する。したがって、Ｔａ含有量は０～０．２％である。耐ポリチオン酸ＳＣＣ性及びクリープ強度をさらに有効に高めるためのＴａ含有量は０．０１％以上であり、さらに好ましくは０．０２％以上である。
タンタル（Ｔａ）は、任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｔａは、高温腐食環境下での使用中において、Ｃと結合して炭窒化物を生成して、固溶Ｃを低減し、鋼の耐ポリチオン酸ＳＣＣ性を高める。生成したＴａ炭窒化物はまた、クリープ強度を高める。しかしながら、Ｔａ含有量が高すぎれば、δフェライトが生成し、鋼のクリープ強度、靭性、及び溶接性が低下する。したがって、Ｔａ含有量は０～０．２％である。耐ポリチオン酸ＳＣＣ性及びクリープ強度をさらに有効に高めるためのＴａ含有量は０．０１％以上であり、さらに好ましくは０．０２％以上である。
Ｗ：０～５．０％
タングステン（Ｗ）は、任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｗ含有量は０％であってもよい。Ｗが含有される場合、Ｗは鋼材に固溶して、高温環境において鋼材のクリープ強度を高める。Ｗが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｗ含有量が５．０％を超えれば、原料コストが高くなる。したがって、Ｗ含有量は０～５．０％である。Ｗ含有量は０％超でもよく、０．１％以上でもよく、０．２％以上でもよく、０．３％以上でもよい。また、Ｗ含有量は４．５％以下でもよく、４．０％以下でもよく、３．５％以下でもよい。
タングステン（Ｗ）は、任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｗ含有量は０％であってもよい。Ｗが含有される場合、Ｗは鋼材に固溶して、高温環境において鋼材のクリープ強度を高める。Ｗが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｗ含有量が５．０％を超えれば、原料コストが高くなる。したがって、Ｗ含有量は０～５．０％である。Ｗ含有量は０％超でもよく、０．１％以上でもよく、０．２％以上でもよく、０．３％以上でもよい。また、Ｗ含有量は４．５％以下でもよく、４．０％以下でもよく、３．５％以下でもよい。
Ｃａ：０～０．０１０％
カルシウム（Ｃａ）は、任意元素であり、含有されなくてもよい。Ｃａが含有される場合、Ｃａは、Ｏ（酸素）及びＳ（硫黄）を介在物として固定し、鋼の熱間加工性及びクリープ延性を高める。しかしながら、Ｃａ含有量が高すぎれば、鋼の熱間加工性及びクリープ延性を低下する。したがって、Ｃａ含有量は０～０．０１０％である。Ｃａ含有量は０．０００５％以上でもよく、０．００１０％以上でもよい。また、Ｃａ含有量は０．００８％以下でもよく、０．００６％以下でもよい。
カルシウム（Ｃａ）は、任意元素であり、含有されなくてもよい。Ｃａが含有される場合、Ｃａは、Ｏ（酸素）及びＳ（硫黄）を介在物として固定し、鋼の熱間加工性及びクリープ延性を高める。しかしながら、Ｃａ含有量が高すぎれば、鋼の熱間加工性及びクリープ延性を低下する。したがって、Ｃａ含有量は０～０．０１０％である。Ｃａ含有量は０．０００５％以上でもよく、０．００１０％以上でもよい。また、Ｃａ含有量は０．００８％以下でもよく、０．００６％以下でもよい。
Ｍｇ：０～０．０１０％
マグネシウム（Ｍｇ）は、任意元素であり、含有されなくてもよい。Ｍｇが含有される場合、Ｍｇは、Ｏ（酸素）及びＳ（硫黄）を介在物として固定し、鋼の熱間加工性及びクリープ延性を高める。しかしながら、Ｍｇ含有量が高すぎれば、鋼の熱間加工性及び長時間クリープ延性を低下する。したがって、Ｍｇ含有量は０～０．０１０％である。Ｍｇ含有量は０．０００５％以上でもよく、０．００１０％以上でもよい。また、Ｍｇ含有量は０．００８０％以下でもよく、０．００６０％以下でもよい。
マグネシウム（Ｍｇ）は、任意元素であり、含有されなくてもよい。Ｍｇが含有される場合、Ｍｇは、Ｏ（酸素）及びＳ（硫黄）を介在物として固定し、鋼の熱間加工性及びクリープ延性を高める。しかしながら、Ｍｇ含有量が高すぎれば、鋼の熱間加工性及び長時間クリープ延性を低下する。したがって、Ｍｇ含有量は０～０．０１０％である。Ｍｇ含有量は０．０００５％以上でもよく、０．００１０％以上でもよい。また、Ｍｇ含有量は０．００８０％以下でもよく、０．００６０％以下でもよい。
希土類元素：０～０．１０％
希土類元素（ＲＥＭ）は、任意元素であり、含有されなくてもよい。ＲＥＭが含有される場合、ＲＥＭは、Ｏ（酸素）及びＳ（硫黄）を介在物として固定し、鋼の熱間加工性及びクリープ延性を高める。しかしながら、ＲＥＭ含有量が高すぎれば、鋼の熱間加工性及び長時間クリープ延性を低下する。したがって、ＲＥＭ含有量は０～０．１０％である。ＲＥＭ含有量は０．０００５％以上でもよく、０．００１０％以上でもよく０．００２０％以上でもよい。また、ＲＥＭ含有量は０．０８％以下でもよく、０．０６％以下でもよい。なお、本実施形態における希土類元素とは、Ｓｃと、原子番号５７～７１のランタノイド元素をいう。ＲＥＭは、これらの元素の２種以上の混合物でもよい。
希土類元素（ＲＥＭ）は、任意元素であり、含有されなくてもよい。ＲＥＭが含有される場合、ＲＥＭは、Ｏ（酸素）及びＳ（硫黄）を介在物として固定し、鋼の熱間加工性及びクリープ延性を高める。しかしながら、ＲＥＭ含有量が高すぎれば、鋼の熱間加工性及び長時間クリープ延性を低下する。したがって、ＲＥＭ含有量は０～０．１０％である。ＲＥＭ含有量は０．０００５％以上でもよく、０．００１０％以上でもよく０．００２０％以上でもよい。また、ＲＥＭ含有量は０．０８％以下でもよく、０．０６％以下でもよい。なお、本実施形態における希土類元素とは、Ｓｃと、原子番号５７～７１のランタノイド元素をいう。ＲＥＭは、これらの元素の２種以上の混合物でもよい。
粒界におけるＢの濃度比
溶体化時点での粒界におけるＢの偏析量が大きいほど、クリープ延性およびクリープ強度が向上する。したがって、粒界におけるＢ濃度は母相でのＢ濃度に比較して５００倍以上とする。粒界におけるＢの濃度は、６００倍以上でもよく、６５０倍以上でもよい。
溶体化時点での粒界におけるＢの偏析量が大きいほど、クリープ延性およびクリープ強度が向上する。したがって、粒界におけるＢ濃度は母相でのＢ濃度に比較して５００倍以上とする。粒界におけるＢの濃度は、６００倍以上でもよく、６５０倍以上でもよい。
粒界におけるＢの濃度比は、たとえば、透過電子顕微鏡（Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ（ＴＥＭ））に電子エネルギー損失分光法（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｅｎｅｒｇｙ－Ｌｏｓｓ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ：ＥＥＬＳ））を組み合わせたＴＥＭ-ＥＥＬＳを用いて測定する。測定には、鋼の肉厚中央部から採取した薄膜試料を用いる。観察面に粒界を露出させた薄膜試料において、粒界に対して垂直に交差する分析線を設定し、この分析線においてＢの線分析を実施する。このとき、粒界が分析線の中央位置となるようにする。線分析を行うと、粒界位置でＢ濃度がピークを示す。そこで、ピークの頂点を粒界におけるＢの濃度をＢｇｂとする。一方、結晶粒内では、Ｂ濃度はほぼ一定の値を示す。結晶粒内の任意の４点でのＢ濃度の平均値をＢｆｃｃとする。そして、母相のＢ濃度に対する粒界におけるＢ濃度の比率を、Ｂｇｂ÷Ｂｆｃｃとして算出する。粒界におけるＢの濃度比は５箇所で測定し、その平均値を採用することが好ましい。なお、薄膜試料は溶体化後の鋼から採取するとよい。
平均結晶粒径
溶体化時点での平均結晶粒径が大きいほど、すなわち粒界面積が小さいほど、粒界における平均Ｂ濃度が高くなり、クリープ延性が向上する。一方で、平均結晶粒径が大きすぎれば、溶体化での急冷時の拡散距離が足らず、粒界における平均Ｂ濃度が低くなる。また、高温クリープ変形において材料が脆化し、クリープ延性が低下する。したがって、平均結晶粒径は粒度番号で５．０～１１．０とする。平均結晶粒径は粒度番号で５．１以上でもよい。また、平均結晶粒径は粒度番号で１０．９以下でもよい。
平均結晶粒径はたとえば次の方法で測定する。溶体化後の鋼からサンプルを採取する。光学顕微鏡により断面を観察し、ＪＩＳ Ｇ０５５１：２０１３で規定される切断法にて粒度番号を求め、これを平均結晶粒径とする。
溶体化時点での平均結晶粒径が大きいほど、すなわち粒界面積が小さいほど、粒界における平均Ｂ濃度が高くなり、クリープ延性が向上する。一方で、平均結晶粒径が大きすぎれば、溶体化での急冷時の拡散距離が足らず、粒界における平均Ｂ濃度が低くなる。また、高温クリープ変形において材料が脆化し、クリープ延性が低下する。したがって、平均結晶粒径は粒度番号で５．０～１１．０とする。平均結晶粒径は粒度番号で５．１以上でもよい。また、平均結晶粒径は粒度番号で１０．９以下でもよい。
平均結晶粒径はたとえば次の方法で測定する。溶体化後の鋼からサンプルを採取する。光学顕微鏡により断面を観察し、ＪＩＳ Ｇ０５５１：２０１３で規定される切断法にて粒度番号を求め、これを平均結晶粒径とする。
式（１）
Ｎｂ、Ｍｏ、Ｚｒ、Ｙは、Ｂの粒界偏析を促進し、クリープ延性およびクリープ強度を向上させる。さらに下記式（１）を満たす場合、より優れたクリープ延性を示すようになる。Ｆ１値は２．５以上でもよく、２．８以上でもよい。
Ｎｂ、Ｍｏ、Ｚｒ、Ｙは、Ｂの粒界偏析を促進し、クリープ延性およびクリープ強度を向上させる。さらに下記式（１）を満たす場合、より優れたクリープ延性を示すようになる。Ｆ１値は２．５以上でもよく、２．８以上でもよい。
Ｆ１＝０．２×Ｍｏ＋５×Ｎｂ＋５００×Ｂ＋５×Ｙ＋５×Ｚｒ＞２．０ …（１）
ただし、上記式（１）中のＭｏ、Ｎｂ、Ｂ、Ｙ及びＺｒは、それぞれの元素の質量％であり、ＹまたはＺｒを含有量しない場合はそれぞれ０を代入する。
ただし、上記式（１）中のＭｏ、Ｎｂ、Ｂ、Ｙ及びＺｒは、それぞれの元素の質量％であり、ＹまたはＺｒを含有量しない場合はそれぞれ０を代入する。
次に、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法の一例を説明する。本実施形態の製造方法は、素材を準備する準備工程と、素材に対して熱間加工を実施して鋼材を製造する熱間加工工程と、鋼材に対して溶体化処理を実施する溶体化処理工程とを備える。また、必要に応じて熱間加工工程後の鋼材を冷間加工する冷間加工工程を備えてよい。以下、製造方法について説明する。
［準備工程］
上述の化学組成を満たす溶鋼を製造する。たとえば、電気炉やＡＯＤ（Ａｒｇｏｎ Ｏｘｙｇｅｎ Ｄｅｃａｒｂｕｒｉｚａｔｉｏｎ）炉、ＶＯＤ（Ｖａｃｕｕｍ Ｏｘｙｇｅｎ Ｄｅｃａｒｂｕｒｉｚａｔｉｏｎ）炉を用いて、上記溶鋼を製造する。製造された溶鋼に対して、必要に応じて周知の脱ガス処理を実施する。脱ガス処理を実施した溶鋼から、素材を製造する。素材の製造方法はたとえば、連続鋳造法である。連続鋳造法により、連続鋳造材（素材）を製造する。連続鋳造材はたとえば、スラブ、ブルーム及びビレット等である。溶鋼を造塊法によりインゴットにしてもよい。
上述の化学組成を満たす溶鋼を製造する。たとえば、電気炉やＡＯＤ（Ａｒｇｏｎ Ｏｘｙｇｅｎ Ｄｅｃａｒｂｕｒｉｚａｔｉｏｎ）炉、ＶＯＤ（Ｖａｃｕｕｍ Ｏｘｙｇｅｎ Ｄｅｃａｒｂｕｒｉｚａｔｉｏｎ）炉を用いて、上記溶鋼を製造する。製造された溶鋼に対して、必要に応じて周知の脱ガス処理を実施する。脱ガス処理を実施した溶鋼から、素材を製造する。素材の製造方法はたとえば、連続鋳造法である。連続鋳造法により、連続鋳造材（素材）を製造する。連続鋳造材はたとえば、スラブ、ブルーム及びビレット等である。溶鋼を造塊法によりインゴットにしてもよい。
［熱間加工工程］
準備された素材（連続鋳造材又はインゴット）を熱間加工して、オーステナイト系ステンレス鋼材を製造する。たとえば、素材を熱間圧延して鋼板や棒鋼、線材を製造する。また、熱間押出や熱間穿孔圧延等によりオーステナイト系ステンレス鋼管を製造する。熱間加工の具体的な方法は特に限定されず、最終製品の形状に応じた熱間加工を実施すればよい。熱間加工の加工終了温度はたとえば、１０５０℃以上である。ここでいう加工終了温度とは、最終の熱間加工が完了した直後の鋼材の表面温度を意味する。
準備された素材（連続鋳造材又はインゴット）を熱間加工して、オーステナイト系ステンレス鋼材を製造する。たとえば、素材を熱間圧延して鋼板や棒鋼、線材を製造する。また、熱間押出や熱間穿孔圧延等によりオーステナイト系ステンレス鋼管を製造する。熱間加工の具体的な方法は特に限定されず、最終製品の形状に応じた熱間加工を実施すればよい。熱間加工の加工終了温度はたとえば、１０５０℃以上である。ここでいう加工終了温度とは、最終の熱間加工が完了した直後の鋼材の表面温度を意味する。
［冷間加工工程］
熱間加工後のオーステナイト系ステンレス鋼材に対して、必要に応じて、冷間加工を実施してもよい。オーステナイト系ステンレス鋼材が棒鋼、線材、鋼管である場合、冷間加工はたとえば、冷間引抜や冷間圧延である。オーステナイト系ステンレス鋼材が鋼板である場合、冷間圧延等である。冷間加工工程は省略してもよい。
熱間加工後のオーステナイト系ステンレス鋼材に対して、必要に応じて、冷間加工を実施してもよい。オーステナイト系ステンレス鋼材が棒鋼、線材、鋼管である場合、冷間加工はたとえば、冷間引抜や冷間圧延である。オーステナイト系ステンレス鋼材が鋼板である場合、冷間圧延等である。冷間加工工程は省略してもよい。
［溶体化処理工程］
熱間加工後、又は冷間加工後に、溶体化処理を実施する。溶体化処理工程では、組織の均一化、及び炭窒化物の固溶を行い、さらに粒径およびＢ偏析量を調整する。溶体化条件は次のとおりである。
熱間加工後、又は冷間加工後に、溶体化処理を実施する。溶体化処理工程では、組織の均一化、及び炭窒化物の固溶を行い、さらに粒径およびＢ偏析量を調整する。溶体化条件は次のとおりである。
平均昇温速度：１０００℃まで０．５～１０℃／ｓｅｃ
加熱開始から１０００℃に達するまでの平均昇温速度が０．５℃／ｓｅｃ以上であれば、結晶粒径が大きくなりすぎず、高いクリープ延性が保たれる。また、平均昇温速度が１０℃／ｓｅｃ以下であれば、材料外表面と材料内部での温度のばらつきが小さくなり、均一な金属組織が得られ、良好なクリープ特性が得られる。
加熱開始から１０００℃に達するまでの平均昇温速度が０．５℃／ｓｅｃ以上であれば、結晶粒径が大きくなりすぎず、高いクリープ延性が保たれる。また、平均昇温速度が１０℃／ｓｅｃ以下であれば、材料外表面と材料内部での温度のばらつきが小さくなり、均一な金属組織が得られ、良好なクリープ特性が得られる。
溶体化処理温度：１０００～１２５０℃
溶体化処理温度が１０００℃以上であれば、Ｎｂの炭窒化物やボライドが十分に固溶し、また結晶粒が十分に大きくなるため、クリープ強度がさらに高まる。溶体化処理温度が１２５０℃以下であれば、Ｃの過剰な固溶を抑制でき、耐ポリチオン酸ＳＣＣ性がさらに高まる。また、結晶粒が大きくなりすぎず、高いクリープ延性が保たれる。溶体化処理時における上記溶体化処理温度での保持時間は特に限定されないが、たとえば２分～６０分である。
溶体化処理温度が１０００℃以上であれば、Ｎｂの炭窒化物やボライドが十分に固溶し、また結晶粒が十分に大きくなるため、クリープ強度がさらに高まる。溶体化処理温度が１２５０℃以下であれば、Ｃの過剰な固溶を抑制でき、耐ポリチオン酸ＳＣＣ性がさらに高まる。また、結晶粒が大きくなりすぎず、高いクリープ延性が保たれる。溶体化処理時における上記溶体化処理温度での保持時間は特に限定されないが、たとえば２分～６０分である。
平均冷却速度：９００℃から５００℃まで１５～５００℃／ｓｅｃ
平均冷却速度が遅すぎると、Ｂが十分に拡散し粒界の偏析量が低下する。一方で、平均冷却速度が速すぎても、拡散距離が足らずＢの粒界偏析量は低下する。したがって、９００℃から５００℃までの間の平均冷却速度を１５～５００℃／ｓｅｃの範囲とする。
平均冷却速度が遅すぎると、Ｂが十分に拡散し粒界の偏析量が低下する。一方で、平均冷却速度が速すぎても、拡散距離が足らずＢの粒界偏析量は低下する。したがって、９００℃から５００℃までの間の平均冷却速度を１５～５００℃／ｓｅｃの範囲とする。
なお、熱間加工工程により製造した鋼材に対して、上述の溶体化処理に代えて、熱間加工直後に急冷を行ってもよい。この場合、熱間加工の加工終了温度は、１０００℃以上とするのが好ましい。熱間加工終了温度が１０００℃以上であれば、Ｎｂの炭窒化物が十分に固溶し、６００～７００℃の高温環境での使用中において、優れたクリープ延性およびクリープ強度の両立が可能である。また、このとき冷却速度は９００℃から５００℃までの間の平均冷却速度を１５～５００℃／ｓｅｃとする。
なお、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼の形状は特に限定されない。本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼は、鋼板であってもよいし、鋼管であってもよいし、棒鋼又は線材であってもよいし、形鋼であってもよい。
以上説明したように、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼は、クリープ延性及びクリープ強度に優れたものとなる。
表１に示す化学組成を有する溶鋼を製造した。各試験番号の化学組成のうち、表１に記載の元素以外の残部は、Ｆｅ及び不純物であった。
得られた溶鋼を用いて、外径１２０ｍｍ、３０ｋｇのインゴットを製造した。次いで、インゴットに対して熱間鍛造を実施して、厚さ４０ｍｍの鋼板とした。さらに、熱間圧延を実施して、厚さ１５ｍｍの鋼板とした。熱間圧延時の最終加工温度はいずれも１０５０℃以上であった。熱間圧延後の鋼板に対して、さらに、冷間圧延を実施して、厚さ１０．５ｍｍ、幅５０ｍｍ、長さ１００ｍｍの鋼板を製造した。
更に、冷間圧延後の各鋼板に対して、溶体化処理を実施した。溶体化処理の条件は、一部の鋼板を除き、１０００℃までの平均昇温速度を０．５～１０℃／ｓｅｃとし、溶体化処理温度は１０００～１２５０℃とし、溶体化処理時間は２～６０分とした。次いで、溶体化処理後の鋼板を水冷した。水冷時の９００℃から５００℃までの平均冷却速度は１５～５００℃／ｓｅｃとした。
ただし、Ｎｏ．９の平均冷却速度は８００℃／ｓｅｃとした。Ｎｏ．１０の平均昇温速度は０．１℃／ｓｅｃとした。Ｎｏ．１１の溶体化処理温度は８９０℃とした。Ｎｏ．１２の平均冷却速度は１℃／ｓｅｃとした。Ｎｏ．１３の溶体化処理時間は１１０分とした。Ｎｏ．１４の溶体化処理温度は１４００℃とした。
以上の工程により、オーステナイト系ステンレス鋼からなる鋼板を製造した。
化学組成
製造された鋼板の板厚をｔ（ｍｍ）と定義し、表面からｔ／４深さの任意の位置のサンプルを用いて、周知の成分分析法（Ｃ及びＳについては燃焼－赤外線吸収法、Ｎについては高温離脱ガス分析法、その他の合金元素についてはＩＣＰ分析法）を実施した。その結果、各試験番号のオーステナイト系ステンレス鋼板の化学組成は、表１と一致した。
製造された鋼板の板厚をｔ（ｍｍ）と定義し、表面からｔ／４深さの任意の位置のサンプルを用いて、周知の成分分析法（Ｃ及びＳについては燃焼－赤外線吸収法、Ｎについては高温離脱ガス分析法、その他の合金元素についてはＩＣＰ分析法）を実施した。その結果、各試験番号のオーステナイト系ステンレス鋼板の化学組成は、表１と一致した。
粒界におけるＢ濃度比
粒界におけるＢの濃度比は、ＴＥＭ-ＥＥＬＳを用いて測定した。測定には、鋼板の板厚中心部から採取した薄膜試料を用いた。観察面に粒界を露出させた薄膜試料において、粒界に対して垂直に交差する分析線を設定し、この分析線においてＢの線分析を実施した。このとき、粒界が分析線の中央位置となるようにした。線分析を行うと、粒界位置でＢ濃度がピークを示した。そこで、ピークの頂点を粒界におけるＢの濃度をＢｇｂとした。一方、結晶粒内では、Ｂ濃度はほぼ一定の値を示した。結晶粒内の任意の４点でのＢ濃度の平均値をＢｆｃｃとした。そして、母相のＢ濃度に対する粒界におけるＢ濃度の倍数を、Ｂｇｂ÷Ｂｆｃｃとして算出した。粒界におけるＢの濃度比は５箇所で測定し、その平均値を採用した。
粒界におけるＢの濃度比は、ＴＥＭ-ＥＥＬＳを用いて測定した。測定には、鋼板の板厚中心部から採取した薄膜試料を用いた。観察面に粒界を露出させた薄膜試料において、粒界に対して垂直に交差する分析線を設定し、この分析線においてＢの線分析を実施した。このとき、粒界が分析線の中央位置となるようにした。線分析を行うと、粒界位置でＢ濃度がピークを示した。そこで、ピークの頂点を粒界におけるＢの濃度をＢｇｂとした。一方、結晶粒内では、Ｂ濃度はほぼ一定の値を示した。結晶粒内の任意の４点でのＢ濃度の平均値をＢｆｃｃとした。そして、母相のＢ濃度に対する粒界におけるＢ濃度の倍数を、Ｂｇｂ÷Ｂｆｃｃとして算出した。粒界におけるＢの濃度比は５箇所で測定し、その平均値を採用した。
平均結晶粒径
平均結晶粒径の測定は次の通りとした。溶体化後の鋼板の板厚中心部からサンプルを採取した。そして、光学顕微鏡により断面を観察し、ＪＩＳ Ｇ０５５１：２０１３で規定される切断法にて粒度番号を求め、これを平均結晶粒径とした。
平均結晶粒径の測定は次の通りとした。溶体化後の鋼板の板厚中心部からサンプルを採取した。そして、光学顕微鏡により断面を観察し、ＪＩＳ Ｇ０５５１：２０１３で規定される切断法にて粒度番号を求め、これを平均結晶粒径とした。
クリープ延性及びクリープ強度評価試験
各試験番号の鋼板から、ＪＩＳ Ｚ２２７１（２０１０）に準拠したクリープ破断試験片を作製した。クリープ破断試験片の軸方向に垂直な断面は円形であり、クリープ破断試験片の外径は６ｍｍであり、平行部は３０ｍｍであった。平行部は鋼板の圧延方向と平行であった。作製されたクリープ破断試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ２２７１：２０１０に準拠したクリープ破断試験を実施した。具体的には、クリープ破断試験片を７００℃で加熱した後、クリープ破断試験を実施した。試験応力は８０ＭＰａとし、クリープ破断時間（時間）及びクリープ破断絞り（％）を求めた。
各試験番号の鋼板から、ＪＩＳ Ｚ２２７１（２０１０）に準拠したクリープ破断試験片を作製した。クリープ破断試験片の軸方向に垂直な断面は円形であり、クリープ破断試験片の外径は６ｍｍであり、平行部は３０ｍｍであった。平行部は鋼板の圧延方向と平行であった。作製されたクリープ破断試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ２２７１：２０１０に準拠したクリープ破断試験を実施した。具体的には、クリープ破断試験片を７００℃で加熱した後、クリープ破断試験を実施した。試験応力は８０ＭＰａとし、クリープ破断時間（時間）及びクリープ破断絞り（％）を求めた。
クリープ破断時間が３００００時間を超えれば、クリープ強度が顕著に優れると判断した（表２中で「◎」で表記）。クリープ破断時間が１００００～３００００時間であればクリープ強度に優れると判断した（表２中で「○」で表記）。クリープ破断時間が１００００時間未満の場合、クリープ強度が低いと判断した（表２中で「×」と表記）。クリープ破断時間が◎または○の場合、十分なクリープ破断強度が得られたと判断した。
クリープ破断絞りが３０％を超えれば、クリープ延性が顕著に優れると判断した（表２中で「◎」で表記）。クリープ破断絞りが１０～３０％であればクリープ延性に優れると判断した（表２中で「○」で表記）。クリープ破断絞りが１０％未満の場合、クリープ延性が低いと判断した（表２中で「×」と表記）。クリープ破断絞りが◎または○の場合、十分なクリープ延性が得られたと判断した。
［試験結果］
表２に試験結果を示す。
表２に試験結果を示す。
表１及び表２を参照して、試験番号１～８の鋼の化学組成中の各元素の含有量、B濃度比、および粒度番号が適切であった。そのため、これらの試験番号の鋼板では、優れたクリープ延性およびクリープ強度が得られた。さらに、試験番号１～７では、Ｆ１も式（１）を満たした。そのため、試験番号８に比較して、試験番号１～７では卓越したクリープ強度が得られた。
試験番号９は、溶体化処理後の冷却速度が速すぎた。そのため、Ｂ濃度比が低かった。そのため、クリープ延性、クリープ強度ともに低かった。
試験番号１０は、溶体化処理時の昇温速度が遅すぎた。そのため、平均結晶粒径が大きすぎた。そのため、クリープ延性が低かった。
試験番号１１は、溶体化温度が低すぎ、平均結晶粒径が小さすぎた。そのため、クリープ強度が低かった。
試験番号１２は、溶体化処理後の冷却速度が遅すぎたため、Ｂ濃度比が低かった。そのため、クリープ延性、クリープ強度ともに低かった。
試験番号１３は、溶体化処理時間が長すぎ、平均結晶粒径が大きすぎた。そのため、クリープ延性が低かった。
試験番号１４は、溶体化処理温度が高すぎ、平均結晶粒径が大きすぎた。そのため、クリープ延性が低かった。
以上、本発明の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。したがって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変更して実施することができる。
Claims (3)
- 化学組成が質量％で、
Ｃ ：０．０３０％以下、
Ｓｉ：０．１～１．０％、
Ｍｎ：０．２～２．０％、
Ｐ ：０．０１～０．０４％、
Ｓ ：０．０１％以下、
Ｃｒ：１５．０～２５．０％、
Ｎｉ：９．０～１８．０％、
Ｎ：０．０６～０．２５％、
Ｎｂ：０．２～１．０％、
Ｃｕ：２．０超～４．０％、
Ｍｏ：０．１～２．０％、
Ｂ ：０．０００５～０．００８％、
Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００５～０．０８０％、
Ｖ ：０～１．０％、
Ｃｏ：０～１．０％、
Ｙ ：０～１．０％、
Ｚｒ：０～１．０％、
Ｈｆ：０～０．２０％、
Ｔa：０～０．２％、
Ｗ ：０～１．５％、
Ｃａ：０～０．０１０％、
Ｍｇ：０～０．０１０％、
希土類元素：０～０．１０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、
粒界におけるＢ濃度が母相でのＢ濃度に比較して５００倍以上であり、
平均結晶粒径が粒度番号で５．０～９．６である、オーステナイト系ステンレス鋼。 - 更に、質量％で、
Ｖ ：０.１～１．０％、
Ｃｏ：０.１～１．０％、
Ｙ ：０.１～１．０％、
Ｚｒ：０.１～１．０％、
Ｈｆ：０.０１～０．２０％、
Ｔa：０.０１～０．２％、
Ｗ ：０.１～１．５％、
Ｃａ：０.０００５～０．０１０％、
Ｍｇ：０.０００５～０．０１０％、
希土類元素：０.０００５～０．１０％のうちの１種または２種以上を含有する、請求項１に記載のオーステナイト系ステンレス鋼。 - 更に、下記式（１）を満たす、請求項１または請求項２に記載のオーステナイト系ステンレス鋼。
Ｆ１＝０．２×Ｍｏ＋５×Ｎｂ＋５００×Ｂ＋５×Ｙ＋５×Ｚｒ＞２．０ …（１）
ただし、式（１）中のＭｏ、Ｎｂ、Ｂ、Ｙ及びＺｒは、それぞれの元素の質量％であり、ＹまたはＺｒを含有量しない場合はそれぞれ０を代入する。
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