(57)【要約】  化学組成が、質量％で、C：0.04〜0.12％、Si：0.25〜0.55％、Mn：0.7〜2.0％、P：0.035％以下、S：0.0015％以下、Cu：0.02〜0.80％、Co：0.02〜0.80％、Ni：10.0〜14.0％、Cr：15.5〜17.5％、Mo：1.5〜2.5％、N：0.01〜0.10％、Al：0.030％以下、O：0.020％以下、Sn：0〜0.01％、Sb：0〜0.01％、As：0〜0.01％、Bi：0〜0.01％、V：0〜0.10％、Nb：0〜0.10％、Ti：0〜0.10％、W：0〜0.50％、B：0〜0.005％、Ca：0〜0.010％、Mg：0〜0.010％、REM：0〜0.10％、残部：Feおよび不純物であり、［18.0≦Cr+Mo+1.5×Si≦20.0］および［14.5≦Ni+30×(C+N)+0.5×(Mn+Cu+Co)≦19.5］を満足する、オーステナイト系ステンレス鋼。【特許請求の範囲】
【請求項１】
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０４〜０．１２％、
Ｓｉ：０．２５〜０．５５％、
Ｍｎ：０．７〜２．０％、
Ｐ：０．０３５％以下、
Ｓ：０．００１５％以下、
Ｃｕ：０．０２〜０．８０％、
Ｃｏ：０．０２〜０．８０％、
Ｎｉ：１０．０〜１４．０％、
Ｃｒ：１５．５〜１７．５％、
Ｍｏ：１．５〜２．５％、
Ｎ：０．０１〜０．１０％、
Ａｌ：０．０３０％以下、
Ｏ：０．０２０％以下、
Ｓｎ：０〜０．０１％、
Ｓｂ：０〜０．０１％、
Ａｓ：０〜０．０１％、
Ｂｉ：０〜０．０１％、
Ｖ：０〜０．１０％、
Ｎｂ：０〜０．１０％、
Ｔｉ：０〜０．１０％、
Ｗ：０〜０．５０％、
Ｂ：０〜０．００５％、
Ｃａ：０〜０．０１０％、
Ｍｇ：０〜０．０１０％、
ＲＥＭ：０〜０．１０％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
下記（ｉ）式および（ii）式を満足する、
オーステナイト系ステンレス鋼。
１８．０≦Ｃｒ＋Ｍｏ＋１．５×Ｓｉ≦２０．０      ・・・（ｉ）
１４．５≦Ｎｉ＋３０×（Ｃ＋Ｎ）＋０．５×（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｏ）≦１９．５      ・・・（ii）
但し、上記式中の元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表す。
【請求項２】
前記化学組成が、質量％で、Ｓｎ、Ｓｂ、ＡｓおよびＢｉから選択される１種以上を合計で０％超０．０１％以下含有する、
請求項１に記載のオーステナイト系ステンレス鋼。
【請求項３】
前記化学組成が、質量％で、
Ｖ：０．０１〜０．１０％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、
Ｔｉ：０．０１〜０．１０％、
Ｗ：０．０１〜０．５０％、
Ｂ：０．０００２〜０．００５％、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１０％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１０％、および、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．１０％、
から選択される１種以上を含有する、
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。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、オーステナイト系ステンレス鋼に関する。
【背景技術】
【０００２】
米国機械学会（ＡＳＭＥ）ＳＡ２１３およびＳＡ２１３Ｍに規定されているＴＰ３１６Ｈは、Ｍｏを含有し、高温での耐食性に優れることから、火力発電プラントおよび石油化学プラントにおける伝熱管および熱交換器の素材として広く使用されている。【０００３】
例えば、特許文献１には、ＴＰ３１６Ｈと同様、Ｍｏを含有し、さらにＣｅを含有させて高温耐食性を高めたオーステナイト系ステンレス鋼が提案されている。また、特許文献２にはＮｂ，Ｔａ，Ｔｉを含有させてさらに高温強度を高めたオーステナイト系ステンレス鋼などが提案されている。【０００４】
ところで、非特許文献１および２に開示されているように、Ｍｏを含有するＴＰ３１６Ｈを厚肉の構造部材として高温で使用した場合、σ相析出に起因したクリープ損傷が生じることが広く知られている。例えば、非特許文献２では、σ相析出を抑制するために、Ｎｉバランスを高めること、Ｎｖ−Ｎｃ値を低くすることが提案されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開昭５７−２８６９号公報
【特許文献２】特開昭６１−２３７４９号公報
【非特許文献】
【０００６】
【非特許文献１】Ｔ．Ｃ．ＭＣＧＯＵＧＨら：Ｗｅｌｄｉｎｇ  Ｊｏｕｒｎａｌ、Ｊａｎｕａｒｙ（１９８５）、第２９頁
【非特許文献２】Ｊｏｈｎ  Ｆ  ＤｅＬｏｎｇら：火力原子力発電、Ｖｏｌ．３５  Ｎｏ．１１、（１９８４）、第１２４９頁
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
しかしながら、非特許文献２に記載の対策により、オーステナイト相の安定度を高めた場合、溶接熱影響部での割れが発生しやすくなる。特に、実際の大型プラントのように厚肉の溶接構造物として使用した場合のように拘束の強い溶接継手形状などでは、溶接熱影響部での割れが防止できない場合があることが明らかとなった。そこで、溶接施工の際に生じる割れを抑制し、優れた溶接性を実現することが求められている。【０００８】
またその一方で、優れた溶接性を達成した場合でも、溶接構造物とした際にクリープ強度に劣る場合がある。そのため、溶接性に加えて構造物としての安定したクリープ強度を実現することが求められている。【０００９】
本発明は、溶接施工される場合の優れた溶接性と構造物としての安定したクリープ強度が両立できるオーステナイト系ステンレス鋼を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本発明は、上記課題を解決するためになされたものであり、下記のオーステナイト系ステンレス鋼を要旨とする。【００１１】
（１）化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０４〜０．１２％、
Ｓｉ：０．２５〜０．５５％、
Ｍｎ：０．７〜２．０％、
Ｐ：０．０３５％以下、
Ｓ：０．００１５％以下、
Ｃｕ：０．０２〜０．８０％、
Ｃｏ：０．０２〜０．８０％、
Ｎｉ：１０．０〜１４．０％、
Ｃｒ：１５．５〜１７．５％、
Ｍｏ：１．５〜２．５％、
Ｎ：０．０１〜０．１０％、
Ａｌ：０．０３０％以下、
Ｏ：０．０２０％以下、
Ｓｎ：０〜０．０１％、
Ｓｂ：０〜０．０１％、
Ａｓ：０〜０．０１％、
Ｂｉ：０〜０．０１％、
Ｖ：０〜０．１０％、
Ｎｂ：０〜０．１０％、
Ｔｉ：０〜０．１０％、
Ｗ：０〜０．５０％、
Ｂ：０〜０．００５％、
Ｃａ：０〜０．０１０％、
Ｍｇ：０〜０．０１０％、
ＲＥＭ：０〜０．１０％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
下記（ｉ）式および（ii）式を満足する、
オーステナイト系ステンレス鋼。
１８．０≦Ｃｒ＋Ｍｏ＋１．５×Ｓｉ≦２０．０      ・・・（ｉ）
１４．５≦Ｎｉ＋３０×（Ｃ＋Ｎ）＋０．５×（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｏ）≦１９．５      ・・・（ii）
但し、上記式中の元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表す。【００１２】
（２）前記化学組成が、質量％で、Ｓｎ、Ｓｂ、ＡｓおよびＢｉから選択される１種以上を合計で０％超０．０１％以下含有する、
上記（１）に記載のオーステナイト系ステンレス鋼。【００１３】
（３）前記化学組成が、質量％で、
Ｖ：０．０１〜０．１０％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、
Ｔｉ：０．０１〜０．１０％、
Ｗ：０．０１〜０．５０％、
Ｂ：０．０００２〜０．００５％、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１０％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１０％、および、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．１０％、
から選択される１種以上を含有する、
上記（１）または（２）に記載のオーステナイト系ステンレス鋼。
【発明の効果】
【００１４】
本発明によれば、溶接施工される場合の優れた溶接性と構造物としての安定したクリープ強度が両立できるオーステナイト系ステンレス鋼を得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【００１５】
【図１】実施例において開先加工を施した試験材の形状を示す概略断面図である。
【発明を実施するための形態】
【００１６】
本発明者らは、溶接施工される場合の優れた溶接性と構造物としての安定したクリープ強度とを両立するために詳細な調査を行った。その結果、以下の知見を得るに至った。
【００１７】
厚肉のオーステナイト系ステンレス鋼を使用して溶接継手に生じた割れについて調査した結果、（ａ）割れは溶融境界に隣接する位置と溶融境界から少し離れた位置に発生し、（ｂ）前者は粒界に溶融痕が認められ、オーステナイト相の安定性が高くなる成分系にて発生しやすいこと、（ｃ）後者には粒界の溶融痕が認められず、Ｓ含有量が多くなると発生しやすいことを見出した。
【００１８】
このことから、前者は所謂、液化割れであり、オーステナイト相の安定性が高まることにより、溶接中の熱サイクルでＰおよびＳが粒界偏析しやすくなり、粒界近傍の融点が低下して、溶融し、熱応力により開口して生じた割れであると考えられた。また、後者は所謂、延性低下割れであり、溶接中の熱サイクルで粒界偏析したＳが粒界の固着力を低下させ、熱応力が固着力を上回り、開口して生じた割れであると考えられた。
【００１９】
そして、検討を重ねた結果、本発明の対象とする組成を有する厚肉のオーステナイト系ステンレス鋼において、溶接熱影響部の割れを安定して防止するためには、Ｃｒ＋Ｍｏ＋１．５×Ｓｉを１８．０以上とし、かつ、Ｎｉ＋３０×（Ｃ＋Ｎ）＋０．５×（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｏ）を１９．５以下とするとともに、Ｓ含有量を０．００１５％以下に制限する必要があることが判明した。加えて、溶接割れ感受性を低減する効果を十分に得るため、所定量以上のＣｕおよびＣｏを含有させる必要があることが分かった。
【００２０】
ところで、これらの対策で溶接時の割れは防止できたものの、Ｃｒ＋Ｍｏ＋１．５×Ｓｉが２０．０を超える、または、Ｎｉ＋３０×（Ｃ＋Ｎ）＋０．５×（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｏ）が１４．５未満となった場合には、逆にオーステナイト相が不安定となり、高温での使用中にσ相が生成し、クリープ強度を大きく下げることが明らかとなった。
【００２１】
また、Ｓは溶接割れには悪影響を及ぼす一方、溶接時の溶け込み深さを増大させ、特に初層溶接時の溶接施工性を高める効果を有する。溶接割れの観点から、Ｓ含有量を０．００１５％以下に管理した場合、溶け込み深さが十分に得られない場合もあることが分かった。これを解決するためには、単純には溶接入熱を増大させればよいが、入熱の増大は、溶接時の高温割れ感受性を高める。
【００２２】
そのため、この効果を十分に得たい場合には、Ｓｎ、Ｓｂ、ＡｓおよびＢｉから選択される１種以上を所定の範囲で含有させることが有効であることを併せて見出した。これは、これらの元素が溶接中の溶融池の対流に影響を与え、また溶融池表面から蒸発して通電経路の形成に寄与することにより、深さ方向の溶融を促進するためであると考えられた。
【００２３】
本発明は、上記知見に基づいてなされたものである。以下、本発明の各要件について詳しく説明する。
【００２４】
（Ａ）化学組成
各元素の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。
【００２５】
Ｃ：０．０４〜０．１２％
Ｃはオーステナイト相を安定にするとともにＣｒと結合して微細な炭化物を形成し、高温使用中のクリープ強度を向上させる。しかしながら、Ｃが過剰に含有された場合、炭化物を多量に析出し、溶接部の鋭敏化を招く。そのため、Ｃ含有量は０．０４〜０．１２％とする。Ｃ含有量は０．０５％以上であるのが好ましく、０．０６％以上であるのがより好ましい。また、Ｃ含有量は０．１１％以下であるのが好ましく、０．１０％以下であるのがより好ましい。
【００２６】
Ｓｉ：０．２５〜０．５５％
Ｓｉは脱酸作用を有するとともに、高温での耐食性および耐酸化性の確保に必要な元素である。しかしながら、Ｓｉが過剰に含有された場合にはオーステナイト相の安定性が低下し、クリープ強度の低下を招く。そのため、Ｓｉ含有量は０．２５〜０．５５％とする。Ｓｉ含有量は０．２８％以上であるのが好ましく、０．３０％以上であるのがより好ましい。また、Ｓｉ含有量は０．４５％以下であるのが好ましく、０．４０％以下であるのがより好ましい。
【００２７】
Ｍｎ：０．７〜２．０％
ＭｎはＳｉと同様、脱酸作用を有する元素である。また、オーステナイト相を安定にして、クリープ強度の向上に寄与する。しかしながら、Ｍｎ含有量が過剰になると、クリープ延性の低下を招く。そのため、Ｍｎ含有量は０．７〜２．０％とする。Ｍｎ含有量は０．８％以上であるのが好ましく、０．９％以上であるのがより好ましい。また、Ｍｎ含有量は１．９％以下であるのが好ましく、１．８％以下であるのがより好ましい。
【００２８】
Ｐ：０．０３５％以下
Ｐは不純物として含まれ、溶接中に溶接熱影響部の結晶粒界に偏析して液化割れ感受性を高める元素である。さらに、クリープ延性も低下させる。そのため、Ｐ含有量に上限を設けて０．０３５％以下とする。Ｐ含有量は０．０３２％以下であるのが好ましく、０．０３０％以下であるのがより好ましい。なお、Ｐ含有量は可能な限り低減することが好ましく、つまり含有量が０％であってもよいが、極度の低減は製鋼コストの増大を招く。そのため、Ｐ含有量は０．０００５％以上であるのが好ましく、０．０００８％以上であるのがより好ましい。
【００２９】
Ｓ：０．００１５％以下
ＳはＰと同様に不純物として合金中に含まれ、溶接中に溶接熱影響部の結晶粒界に偏析して液化割れ感受性ならびに延性低下割れを高める。そのため、Ｓ含有量に上限を設けて０．００１５％以下とする。Ｓ含有量は０．００１２％以下であるのが好ましく、０．００１０％以下であるのがより好ましい。なお、Ｓ含有量は可能な限り低減することが好ましく、つまり含有量が０％であってもよいが、一方で、溶接時の溶け込み深さの増大に有効な元素である。そのため、Ｓ含有量は０．０００１％以上であるのが好ましく、０．０００２％以上であるのがより好ましい。
【００３０】
Ｃｕ：０．０２〜０．８０％
Ｃｕはオーステナイト相の安定性を高めて、クリープ強度の向上に寄与する。また、ＮｉおよびＭｎに比べて、ＰおよびＳなどの偏析エネルギーに与える影響が小さく、粒界偏析を軽減し、溶接割れ感受性を低減する効果が期待できる。しかしながら、Ｃｕが過剰に含有された場合、熱間加工性の低下を招く。そのため、Ｃｕ含有量は０．０２〜０．８０％とする。Ｃｕ含有量は０．０３％以上であるのが好ましく、０．０４％以上であるのがより好ましい。また、Ｃｕ含有量は０．６０％以下であるのが好ましく、０．４０％以下であるのがより好ましい。
【００３１】
Ｃｏ：０．０２〜０．８０％
ＣｏはＣｕと同様、オーステナイト相の安定性を高めて、クリープ強度の向上に寄与する元素である。また、ＮｉおよびＭｎに比べて、ＰおよびＳなどの偏析エネルギーに与える影響が小さく、粒界偏析を軽減し、溶接割れ感受性を低減する効果が期待できる。しかしながら、Ｃｏは高価な元素であるため、過剰の含有はコスト増を招く。そのため、Ｃｏ含有量は０．０２〜０．８０％とする。Ｃｏ含有量は０．０３％以上であるのが好ましく、０．０４％以上であるのがより好ましい。また、Ｃｏ含有量は０．７５％以下であるのが好ましく、０．７０％以下であるのがより好ましい。
【００３２】
Ｎｉ：１０．０〜１４．０％
Ｎｉは長時間使用時のオーステナイト相の安定性を確保するために必須の元素である。しかしながら、Ｎｉは高価な元素であり、多量の含有はコストの増大を招く。そのため、Ｎｉ含有量は１０．０〜１４．０％とする。Ｎｉ含有量は１０．２％以上であるのが好ましく、１０．５％以上であるのがより好ましい。また、Ｎｉ含有量は１３．８％以下であるのが好ましく、１３．５％以下であるのがより好ましい。
【００３３】
Ｃｒ：１５．５〜１７．５％
Ｃｒは高温での耐酸化性および耐食性の確保のために必須の元素である。また、微細な炭化物を形成してクリープ強度の確保にも寄与する。しかしながら、多量の含有はオーステナイト相の安定性を低下させ、逆にクリープ強度を損ねる。そのため、Ｃｒ含有量は１５．５〜１７．５％とする。Ｃｒ含有量は１５．８％以上であるのが好ましく、１６．０％以上であるのがより好ましい。また、Ｃｒ含有量は１７．２％以下であるのが好ましく、１７．０％以下であるのがより好ましい。
【００３４】
Ｍｏ：１．５〜２．５％
Ｍｏはマトリックスに固溶して高温でのクリープ強度および引張強さの向上に寄与する元素である。加えて、耐食性の向上にも有効である。しかしながら、過剰に含有させると、オーステナイト相の安定性を低下させ、クリープ強度を損ねる。さらに、Ｍｏは高価な元素であるため、過剰の含有はコストの増大を招く。そのため、Ｍｏ含有量は１．５〜２．５％とする。Ｍｏ含有量は１．７％以上であるのが好ましく、１．８％以上であるのがより好ましい。また、Ｍｏ含有量は２．４％以下であるのが好ましく、２．２％以下であるのがより好ましい。
【００３５】
Ｎ：０．０１〜０．１０％
Ｎはオーステナイト相を安定にするとともに、固溶して、または窒化物として析出して、高温強度の向上に寄与する。しかしながら、過剰に含有すると、延性の低下を招く。そのため、Ｎ含有量は０．０１〜０．１０％とする。Ｎ含有量は０．０２％以上であるのが好ましく、０．０３％以上であるのがより好ましい。また、Ｎ含有量は０．０９％以下であるのが好ましく、０．０８％以下であるのがより好ましい。
【００３６】
Ａｌ：０．０３０％以下
Ａｌは、脱酸剤として添加される。しかしながら、多量のＡｌを含有すると鋼の清浄性が劣化し、熱間加工性が低下する。そのため、Ａｌ含有量は０．０３０％以下とする。Ａｌ含有量は０．０２５％以下であるのが好ましく、０．０２０％以下であるのがより好ましい。なお、Ａｌ含有量について特に下限を設ける必要はなく、つまり含有量が０％であってもよいが、極度の低減は製鋼コストの増大を招く。そのため、Ａｌ含有量は０．０００５％以上であるのが好ましく、０．００１％以上であるのがより好ましい。
【００３７】
Ｏ：０．０２０％以下
Ｏ（酸素）は不純物として含まれる。その含有量が過剰になると熱間加工性が低下するとともに、靱性および延性の劣化を招く。このため、Ｏ含有量は０．０２０％以下とする。Ｏ含有量は０．０１８％以下であるのが好ましく、０．０１５％以下であるのがより好ましい。なお、Ｏ含有量について特に下限を設ける必要はなく、つまり含有量が０％であってもよいが、極度の低減は製鋼コストの増大を招く。そのため、Ｏ含有量は０．０００５％以上であるのが好ましく、０．０００８％以上であるのがより好ましい。
【００３８】
上述のように、Ｃｒ、ＭｏおよびＳｉは、オーステナイト相の安定性に影響を及ぼす。そのため、各元素の含有量が上記の範囲内となるだけでなく、下記（ｉ）式を満足する必要がある。（ｉ）式中辺値が２０．０を超えると、オーステナイト相の安定性が低下し、高温での使用中に脆いσ相を生成してクリープ強度が低下する。一方、１８．０未満となると、オーステナイト相の安定性は高まるものの、溶接時の高温割れが発生しやすくなる。（ｉ）式左辺値は、１８．２であるのが好ましく、１８．５であるのがより好ましい。一方、（ｉ）式右辺値は、１９．８であるのが好ましく、１９．５であるのがより好ましい。
１８．０≦Ｃｒ＋Ｍｏ＋１．５×Ｓｉ≦２０．０      ・・・（ｉ）
但し、上記式中の元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表す。
【００３９】
また、Ｎｉ、Ｃ、Ｎ、Ｍｎ、ＣｕおよびＣｏは、オーステナイト相の安定性に影響を及ぼす。そのため、各元素の含有量が上記の範囲内となるだけでなく、下記（ii）式を満足する必要がある。（ii）式中辺値が１４．５未満となると、オーステナイト相の安定性が十分でなく、高温での使用中に脆いσ相を生成してクリープ強度が低下する。一方、１９．５を超えると、オーステナイト相が過剰に安定となり、溶接時の高温割れが発生しやすくなる。（ii）式左辺値は、１４．８であるのが好ましく、１５．０であるのがより好ましい。一方、（ii）式右辺値は、１９．２であるのが好ましく、１９．０であるのがより好ましい。
１４．５≦Ｎｉ＋３０×（Ｃ＋Ｎ）＋０．５×（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｏ）≦１９．５      ・・・（ii）
但し、上記式中の元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表す。
【００４０】
本発明の鋼の化学組成において、上記の元素に加えて、さらにＳｎ、Ｓｂ、ＡｓおよびＢｉから選択される１種以上を、以下に示す範囲において含有させてもよい。その理由について説明する。
【００４１】
Ｓｎ：０〜０．０１％
Ｓｂ：０〜０．０１％
Ａｓ：０〜０．０１％
Ｂｉ：０〜０．０１％
Ｓｎ、Ｓｂ、ＡｓおよびＢｉは、溶接中の溶融池の対流に影響を与え、溶融池の鉛直方向の熱輸送を促進する、または、溶融池表面から蒸発して通電経路を形成してアークの集中度を高めることにより、溶け込み深さを大きくする効果を有する。そのため、これらの元素から選択される１種以上を必要に応じて含有させてもよい。しかし、過剰な含有は、溶接時の熱影響部での割れ感受性を高めるため、いずれの元素の含有量も０．０１％以下とする。各元素の含有量は０．００８％以下であるのが好ましく、０．００６％以下であるのがより好ましい。
【００４２】
上記の効果を得たい場合には、上記の元素から選択される１種以上の含有量を０％超とするのが好ましく、０．０００５％以上とするのがより好ましく、０．０００８％以上とするのがさらに好ましく、０．００１％以上とするのがより一層好ましい。また、これらの元素から選択される２種以上を複合的に含有させる場合には、その合計含有量を０．０１％以下とするのが好ましく、０．００８％以下とするのがより好ましく、０．００６％以下とするのがさらに好ましい。
【００４３】
本発明の鋼の化学組成において、上記の元素に加えて、さらにＶ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｗ、Ｂ、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭから選択される１種以上を、以下に示す範囲において含有させてもよい。各元素の限定理由について説明する。
【００４４】
Ｖ：０〜０．１０％
ＶはＣおよび／またはＮと結合して、微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を形成し、クリープ強度に寄与するため、必要に応じて含有してもよい。しかしながら、過剰に含有すると、炭窒化物が多量に析出し、クリープ延性の低下を招く。そのため、Ｖ含有量は０．１０％以下とする。Ｖ含有量は０．０９％以下であるのが好ましく、０．０８％以下であるのがより好ましい。なお、上記の効果を得たい場合には、Ｖ含有量は０．０１％以上であるのが好ましく、０．０２％以上であるのがより好ましい。
【００４５】
Ｎｂ：０〜０．１０％
ＮｂはＶと同様、Ｃおよび／またはＮと結合して、微細な炭化物、窒化物または炭窒化物として粒内に析出し、高温でのクリープ強度および引張強さの向上に寄与する元素であるため、必要に応じて含有してもよい。しかしながら、過剰に含有すると、炭窒化物が多量に析出し、クリープ延性の低下を招く。そのため、Ｎｂ含有量は０．１０％以下とする。Ｎｂ含有量は０．０８％以下であるのが好ましく、０．０６％以下であるのがより好ましい。なお、上記の効果を得たい場合には、Ｎｂ含有量は０．０１％以上であるのが好ましく、０．０２％以上であるのがより好ましい。
【００４６】
Ｔｉ：０〜０．１０％
ＴｉはＶおよびＮｂと同様、Ｃおよび／またはＮと結合して、微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を形成し、クリープ強度に寄与するため、必要に応じて含有してもよい。しかしながら、過剰に含有すると、炭窒化物が多量に析出し、クリープ延性の低下を招く。そのため、Ｔｉ含有量は０．１０％以下とする。Ｔｉ含有量は０．０８％以下であるのが好ましく、０．０６％以下であるのがより好ましい。なお、上記の効果を得たい場合には、Ｔｉ含有量は０．０１％以上であるのが好ましく、０．０２％以上であるのがより好ましい。
【００４７】
Ｗ：０〜０．５０％
ＷはＭｏと同様にマトリックスに固溶して高温でのクリープ強度および引張強さの向上に寄与する元素であるため、必要に応じて含有してもよい。しかしながら、過剰に含有すると、オーステナイト相の安定性を低下させ、かえってクリープ強度の低下を招く。そのため、Ｗ含有量は０．５０％以下とする。Ｗ含有量は０．４０％以下であるのが好ましく、０．３０％以下であるのがより好ましい。なお、上記の効果を得たい場合には、Ｗ含有量は０．０１％以上であるのが好ましく、０．０２％以上であるのがより好ましい。
【００４８】
Ｂ：０〜０．００５％
Ｂは粒界炭化物を微細分散させることにより、クリープ強度を向上させるとともに、粒界に偏析して粒界を強化して溶接熱影響部の延性低下割れ感受性を低減することにも一定の効果を有するため、必要に応じて含有してもよい。しかしながら、過剰に含有すると、逆に液化割れ感受性を高める。そのため、Ｂ含有量は０．００５％以下とする。Ｂ含有量は０．００４％以下であるのが好ましく、０．００３％以下であるのがより好ましく、０．００２％以下であるのがさらに好ましい。なお、上記の効果を得たい場合には、Ｂ含有量は０．０００２％以上であるのが好ましく、０．０００５％以上であるのがより好ましい。
【００４９】
Ｃａ：０〜０．０１０％
Ｃａは製造時の熱間加工性を改善する効果を有するため、必要に応じて含有してもよい。しかしながら、過剰に含有すると、酸素と結合し、清浄性を著しく低下させて、却って熱間加工性を劣化させる。そのため、Ｃａ含有量は０．０１０％以下とする。Ｃａ含有量は０．００８％以下であるのが好ましく、０．００５％以下であるのがより好ましい。なお、上記の効果を得たい場合には、Ｃａ含有量は０．０００５％以上であるのが好ましく、０．００１％以上であるのがより好ましい。
【００５０】
Ｍｇ：０〜０．０１０％
ＭｇはＣａと同様、製造時の熱間加工性を改善する効果を有するため、必要に応じて含有してもよい。しかしながら、過剰に含有すると、酸素と結合し、清浄性を著しく低下させて、却って熱間加工性を劣化させる。そのため、Ｍｇ含有量は０．０１０％以下とする。Ｍｇ含有量は０．００８％以下であるのが好ましく、０．００５％以下であるのがより好ましい。なお、上記の効果を得たい場合には、Ｍｇ含有量は０．０００５％以上であるのが好ましく、０．００１％以上であるのがより好ましい。
【００５１】
ＲＥＭ：０〜０．１０％
ＲＥＭはＣａおよびＭｇと同様、製造時の熱間加工性を改善する効果を有するため、必要に応じて含有してもよい。しかしながら、過剰に含有すると、酸素と結合し、清浄性を著しく低下させて、却って熱間加工性を劣化させる。そのため、ＲＥＭ含有量は０．１０％以下とする。ＲＥＭ含有量は０．０８％以下であるのが好ましく、０．０６％以下であるのがより好ましい。なお、上記の効果を得たい場合には、ＲＥＭ含有量は０．０００５％以上であるのが好ましく、０．００１％以上であるのがより好ましい。
【００５２】
ここで、ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素を指し、前記ＲＥＭの含有量はこれらの元素の合計含有量を意味する。
【００５３】
本発明の鋼の化学組成において、残部はＦｅおよび不純物である。ここで「不純物」とは、鋼を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
【００５４】
（Ｂ）製造方法
本発明に係るオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法について特に制限は設けないが、例えば上述の化学組成を有する鋼に対して、常法により、熱間鍛造、熱間圧延、熱処理および機械加工を順に施すことにより製造することができる。
【００５５】
以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
【実施例】
【００５６】
表１に示す化学組成を有する鋼を溶解して鋳込んだインゴットから、熱間鍛造、熱間圧延、熱処理および機械加工により、板厚１５ｍｍ、幅５０ｍｍ、長さ１００ｍｍの試験材を作製した。得られた試験材を用いて、以下に示す各種の性能評価試験を行った。【００５７】
【表１】
2019069998.tif 000002
【００５８】
＜溶接施工性＞
上記試験材の長手方向の端部に、図１に示す形状の開先加工を施した。その後、開先を形成した試験材を２つ突き合わせ、溶加材を用いずに、ティグ溶接により突き合わせ溶接を行った。入熱８ｋＪ／ｃｍとして、各試験材につき２つずつ溶接継手を作製した。得られた溶接継手のうち、２つとも溶接線の全長にわたり、裏ビードが形成されたものを溶接施工性が良好であるとし、「合格」とした。中でも、全長にわたり、裏ビード幅が２ｍｍ以上であったものを「良」、一部でも２ｍｍを下回る部分があったものを「可」と判定した。また、２つの溶接継手のうち一部でも裏ビードが形成されない部分があった場合は「不合格」と判定した。【００５９】
＜耐溶接割れ性＞
その後、初層のみ溶接した上記溶接継手を、市販の鋼板上に四周を拘束溶接した。なお、上記市販の鋼板は、ＳＭ４００ＢのＪＩＳ  Ｇ  ３１６０（２００８）に規定の鋼板であり、厚さ３０ｍｍ、幅２００ｍｍ、長さ２００ｍｍであった。また、上記の拘束溶接は、ＪＩＳ  Ｚ  ３２２４（２０１０）に規定の被覆アーク溶接棒ＥＮｉ６６２５を用いて行った。【００６０】
その後、開先内にティグ溶接により積層溶接を行った。上記の積層溶接は、ＪＩＳ  Ｚ  ３３３４（２０１１）に規定のＳＮｉ６６２５該当の溶加材を用いて行った。入熱１０〜１５ｋＪ／ｃｍとし、各試験材につき２つずつ溶接継手を作製した。そして、各試験材から作製された溶接継手のうちの１体について、５か所から試験片を採取した。採取された試験片の横断面を鏡面研磨してから腐食し、光学顕微鏡により観察して、溶接熱影響部における割れの有無を調査した。そして、５個の全ての試験片で割れのない溶接継手を「合格」、割れが観察された溶接継手を「不合格」と判断した。【００６１】
＜クリープ破断強さ＞
さらに、耐溶接割れ性の評価で「合格」となった試験材から作製された溶接継手の残り１体から、溶接金属が平行部の中央となるように丸棒クリープ破断試験片を採取し、母材の目標破断時間が約１０００時間となる６５０℃、１６７ＭＰａの条件でクリープ破断試験を行った。そして、母材で破断し、かつ、その破断時間が母材の目標破断時間の９０％以上となるものを「合格」とした。【００６２】
それらの結果を表２にまとめて示す。【００６３】
【表２】
2019069998.tif 000003
【００６４】
表２から分かるように、本発明の規定を満足する鋼Ａ〜Ｆを用いた試験Ｎｏ．１〜６では、溶接継手の作製時に必要な施工性および耐溶接割れ性を有するとともに、クリープ強度に優れる結果となった。また、試験Ｎｏ．４と試験Ｎｏ．５および６とを比較して分かるように、Ｓを低減した場合、Ｓｎ、Ｓ、ＡｓおよびＢｉから選択される１種以上を含有させることで、溶接施工性の改善が認められた。【００６５】
それに対して、比較例である鋼ＧはＳ含有量が規定から外れているため、それを用いた試験Ｎｏ．７では、溶接熱影響部に延性低下割れと判断される割れが発生した。また、鋼Ｈは（ｉ）式の下限を下回るとともに、（ii）式の上限を超えたため、それを用いた試験Ｎｏ．８では、オーステナイト相の安定性が過剰に高まり、溶接熱サイクルによるＳおよびＰの偏析が助長され、溶接熱影響部に液化割れと判断される割れが発生した。【００６６】
鋼Ｉは（ii）式の下限を下回り、鋼Ｊは（ｉ）式の上限を上回ったため、オーステナイト相の安定性が不十分であるため、それらを用いた試験Ｎｏ．９および１０では、高温のクリープ試験においてσ相を生成し、必要なクリープ強度が得られなかった。また、鋼Ｋは（ｉ）式の下限を下回り、鋼Ｌは（ii）式の上限を超えたため、それらを用いた試験Ｎｏ．１１および１２では、オーステナイト相の安定性が過剰に高まり、溶接熱サイクルによるＳおよびＰの偏析が助長され、溶接熱影響部に液化割れと判断される割れが発生した。【００６７】
さらに、鋼Ｍ、ＮおよびＯはＣｕおよびＣｏの一方または両方を含有しないため、それらを用いた試験Ｎｏ．１３〜１５では、ＰおよびＳの粒界偏析軽減効果が得られず、溶接熱影響部に液化割れと判断される割れが発生した。【００６８】
以上のように、本発明の要件を満足する場合のみ、必要な溶接施工性および耐溶接割れ性ならびに優れたクリープ強度が得られることが分かる。
【産業上の利用可能性】
【００６９】
本発明によれば、溶接施工される場合の優れた溶接性と構造物としての安定したクリープ強度が両立できるオーステナイト系ステンレス鋼を得ることができる。
【図１】
2019069998.tif 000004
【国際調査報告】
2019069998.tif 000005
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