(57)【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：０．０５〜１．０％、
Ｍｎ：１．０〜２．５％、
Ｐ  ：０．０４５％以下、
Ｓ  ：０．００２％以下、
Ｃｕ：０．０２〜１％、
Ｎｉ：９〜１３％、
Ｃｒ：１６〜２０％、
Ｍｏ：０．０２〜１％、
Ｎｂ：０．５％を超え１．２％以下、
Ｎ  ：０．０１％以上０．１０％未満、
Ｂ  ：０．０００２〜０．００４％、
Ａｌ：０．００１〜０．０２％、
Ｏ  ：０．００１〜０．０２％、
Ｖ  ：０〜０．３％、
Ｔｉ：０〜０．３％、
Ｃｏ：０〜１％、
Ｃａ：０〜０．０１％、
Ｍｇ：０〜０．０１％、
ＲＥＭ：０〜０．１％、
残部：Ｆｅ及び不純物であり、
結晶粒度番号が２〜１０であり、
下記の式（１）を満たし、
前記化学組成が、質量％で、下記の第１群から第３群から選択される１種以上の元素を含有する、オーステナイト系ステンレス鋼。
第１群  Ｖ  ：０．０１〜０．３％、Ｔｉ：０．０１〜０．３％
第２群  Ｃｏ：０．０１〜１％
第３群  Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．１％
０．００１２−［結晶粒度］／１００００≦［％Ｂ］≦０．００１５＋２．５×［結晶粒度］／１００００…（１）
式（１）において、［結晶粒度］には前記結晶粒度番号が代入され、［％Ｂ］にはＢの含有量が質量％で代入される。
【請求項２】
請求項１に記載のオーステナイト系ステンレス鋼であって、
前記化学組成が、質量％で、
Ｃ  ：０．０７〜０．１０％、
Ｓｉ：０．２〜０．７％、
Ｍｎ：１．３〜２．０％、
Ｐ  ：０．０３８％以下、
Ｓ  ：０．００１％以下、
Ｃｕ：０．０５〜０．６％、
Ｎｉ：１０〜１２％、
Ｃｒ：１７〜１９％、
Ｍｏ：０．０５〜０．６％、
Ｎｂ：０．６〜１．０％、
Ｎ  ：０．０４〜０．０７％、
Ｂ  ：０．００１〜０．００２％、
Ａｌ：０．００２〜０．０１％、
Ｏ  ：０．００１〜０．０２％、
Ｖ  ：０〜０．３％、
Ｔｉ：０〜０．３％、
Ｃｏ：０〜１％、
Ｃａ：０〜０．０１％、
Ｍｇ：０〜０．０１％、
ＲＥＭ：０〜０．１％、
残部：Ｆｅ及び不純物であり、
前記結晶粒度番号が２〜７である、オーステナイト系ステンレス鋼。
【請求項３】
請求項１に記載のオーステナイト系ステンレス鋼であって、
前記化学組成が、質量％で、
Ｃ  ：０．０７〜０．１０％、
Ｓｉ：０．２〜０．７％、
Ｍｎ：１．３〜２．０％、
Ｐ  ：０．０３８％以下、
Ｓ  ：０．００１％以下、
Ｃｕ：０．０５〜０．６％、
Ｎｉ：１０〜１２％、
Ｃｒ：１７〜１９％、
Ｍｏ：０．０５〜０．６％、
Ｎｂ：０．６〜１．０％、
Ｎ  ：０．０４〜０．０７％、
Ｂ  ：０．０００５〜０．００３％、
Ａｌ：０．００２〜０．０１％、
Ｏ  ：０．００１〜０．０２％、
Ｖ  ：０〜０．３％、
Ｔｉ：０〜０．３％、
Ｃｏ：０〜１％、
Ｃａ：０〜０．０１％、
Ｍｇ：０〜０．０１％、
ＲＥＭ：０〜０．１％、
残部：Ｆｅ及び不純物であり、
前記結晶粒度番号が７を超え１０以下である、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】
発電プラントや石油化学プラントにおける高温部に用いられる材料には、高温でのクリープ強度や耐水蒸気酸化特性が求められる。このような特性を満たす材料として、米国機械学会（ＡＳＭＥ）ＳＡ２１３及びＳＡ２１３Ｍに規定されているＮｂ含有オーステナイト系ステンレス鋼ＴＰ３４７Ｈが多用されている。ＴＰ３４７Ｈは、高温でのクリープ強度に優れる。ＡＳＭＥ  ＳＡ２１３／ＳＡ２１３Ｍでは、高温での優れたクリープ強度を得るため、オーステナイト結晶粒度番号を７以下とすることが規定されている。
【０００３】
特開２０１２−２５５１９８号公報には、高温クリープ強度及び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の製造方法が記載されている。
【０００４】
ところで、非特許文献１〜３に開示されているように、Ｎｂを含有する３４７系ステンレス鋼においては、溶接構造物として高温で使用する際、その使用中、溶接部に応力緩和割れやひずみ誘起析出硬化割れ等と呼ばれる脆化割れが発生しやすいことが知られている。非特許文献１〜３には、Ｍ２３Ｃ６やＮｂＣといった炭化物の粒内析出が割れに影響を及ぼす一因であると記載されている。非特許文献３では、溶接プロセス面からの対策として、適正な後熱処理の適用による溶接残留応力の低減が割れ防止に有効であるとの提案がされている。
【０００５】
脆化割れを防止するための材料面からの対策として、国際公開第２００９／０４４７９６号及び国際公開第２００９／０４４８０２号には、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ等の炭化物形成元素の量に応じて、ＳやＰ等の脆化元素の量を調整することで、高温使用中の脆化割れを防止できる高Ｎ高強度ステンレス鋼及び低Ｃ高耐食ステンレス鋼が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開２０１２−２５５１９８号公報
【特許文献２】国際公開第２００９／０４４７９６号
【特許文献３】国際公開第２００９／０４４８０２号
【非特許文献】
【０００７】
【非特許文献１】Ｒ．Ｎ．Ｙｏｕｎｇｅｒら：Ｊｏｕｒｎａｌ  ｏｆ  Ｔｈｅ  Ｉｒｏｎ  ａｎｄ  Ｓｔｅｅｌ  Ｉｎｓｔｉｔｕｔｅ，Ｏｃｔｏｂｅｒ（１９６０），ｐ．１８８
【非特許文献２】Ｒ．Ｎ．Ｙｏｕｎｇｅｒら：Ｂｒｉｔｉｓｈ  Ｗｅｌｄｉｎｇ  Ｊｏｕｒｎａｌ，Ｄｅｃｅｍｂｅｒ（１９６１），ｐ．５７９
【非特許文献３】内木ら：石川島播磨技報、第１５巻（１９７５）第２号、ｐ．２０９
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
特開２０１２−２５５１９８号には、溶接部に生じ得る割れについては何ら言及しておらず、その防止方法についての示唆もない。
【０００９】
非特許文献３に記載されている後熱処理を適用して残留応力を低減すれば、使用中に溶接部に生じる脆化割れを防止することができる。しかしながら、実際のプラントのような大型構造物において、高温、長時間の熱処理を実施することは、変形に伴う寸法精度確保の観点から困難である。また、たとえ実施することが可能であったとしても、その適用によって大幅なコスト増を招く。
【００１０】
国際公開第２００９／０４４７９６号及び国際公開第２００９／０４４８０２号に開示されたステンレス鋼は、後熱処理を実施せずとも、優れた耐脆化割れ性を発現する。しかしながら、溶接部の鋭敏化防止の観点から多量のＮｂを含有し、かつ高温強度を確保する観点から多量のＣを含有するステンレス鋼においては、これらの文献の技術を適用しても脆化割れを防止できない場合があることがわかった。
【００１１】
本発明の目的は、溶接構造物として高温で長時間使用される場合に、優れた溶接熱影響部の耐脆化割れ性が安定して得られる、オーステナイト系ステンレス鋼を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
本発明の一実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１２％、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：１．０〜２．５％、Ｐ：０．０４５％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｃｕ：０．０２〜１％、Ｎｉ：９〜１３％、Ｃｒ：１６〜２０％、Ｍｏ：０．０２〜１％、Ｎｂ：０．５％を超え１．２％以下、Ｎ：０．０１％以上０．１０％未満、Ｂ：０．０００２〜０．００４％、Ａｌ：０．００１〜０．０２％、Ｏ：０．００１〜０．０２％、Ｖ：０〜０．３％、Ｔｉ：０〜０．３％、Ｃｏ：０〜１％、Ｃａ：０〜０．０１％、Ｍｇ：０〜０．０１％、ＲＥＭ：０〜０．１％、残部：Ｆｅ及び不純物であり、結晶粒度番号が２〜１０であり、下記の式（１）を満たす。
０．００１２−［結晶粒度］／１００００≦［％Ｂ］≦０．００１５＋２．５×［結晶粒度］／１００００…（１）
式（１）において、［結晶粒度］には前記結晶粒度番号が代入され、［％Ｂ］にはＢの含有量が質量％で代入される。
【発明の効果】
【００１３】
本発明によれば、溶接構造物として高温で長時間使用される場合に、優れた溶接熱影響部の耐脆化割れ性が安定して得られる、オーステナイト系ステンレス鋼が得られる。
【図面の簡単な説明】
【００１４】
【図１】図１は、実施例で作製した板材の開先の形状を示す断面図である。
【発明を実施するための形態】
【００１５】
本発明者らは、まず、前記した国際公開第２００９／０４４７９６号に記載された高Ｎ高強度ステンレス鋼、及び国際公開第２００９／０４４８０２号に記載された低Ｃ高耐食ステンレス鋼の代表的な組成を模擬した材料と、高Ｎｂと高Ｃとを同時に含有するステンレス鋼とを準備し、これらのステンレス鋼の割れ性について調査を実施した。
【００１６】
その結果、プラントでの使用を模擬した６００〜６５０℃の温度での時効過程では、高Ｎｂと高Ｃとを同時に含有するステンレス鋼だけに粒界割れが発生し、高Ｎ高強度ステンレス鋼及び低Ｃ高耐食ステンレス鋼には割れが発生しなかった。また、高Ｎｂと高Ｃとを同時に含有するステンレス鋼に発生した割れは、割れ破面がほとんど延性を伴わないことから、典型的な脆化割れであると判断された。
【００１７】
時効過程の詳細な組織観察の結果、高Ｎｂと高Ｃとを同時に含有するステンレス鋼の粒内には、ＭＸ相（ＮｂＣ）が多量に析出していた。それに対し、高Ｎ高強度ステンレス鋼及び低Ｃ高耐食ステンレス鋼で認められた粒内析出物は、Ｚ相（ＮｂＣｒＮ）又はＣｒ２Ｎが主体であり、ＭＸ相の析出は少なかった。そして、高Ｎｂと高Ｃとを同時に含有するステンレス鋼におけるＭＸ相の方が、より短時間から析出することがわかった。
【００１８】
一般に、使用中に溶接部に生じる脆化割れは、粒内に多量の炭化物や窒化物、炭窒化物が析出することに起因して粒内が変形しにくくなり、溶接残留応力の緩和に伴うクリープ変形が粒界に集中して開口に至ると考えられている。
【００１９】
このことから、ＭＸ相はＺ相又はＣｒ２Ｎに比べて残留応力がほとんど緩和されていない早期に析出すること、及び析出物相の種類によって強化能が異なることが要因となり、ＭＸ相を主な粒内析出相とする高Ｎｂと高Ｃとを同時に含有するステンレス鋼だけに割れが発生したと考えられる。
【００２０】
以上の調査結果を踏まえ、高Ｎｂと高Ｃとを同時に含有するステンレス鋼について、使用中の脆化割れを防止する手法についてさらに検討を実施した。具体的には、質量％で、質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１２％、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：１．０〜２．５％、Ｐ：０．０４５％以下、Ｃｕ：０．０２〜１％、Ｎｉ：９〜１３％、Ｃｒ：１６〜２０％、Ｍｏ：０．０２〜１％、Ｎｂ：０．５％を超え１．２％以下、Ｎ：０．０１％以上０．１０％未満、Ａｌ：０．０３％以下、Ｏ：０．０２％以下等を含むオーステナイト系ステンレス鋼について検討を実施した。その結果、以下が判明した。
【００２１】
１）割れの防止にはＢを必須で含有させることが有効である。そして、その必要量は、ステンレス鋼の初期の結晶粒度によって異なり、粗粒であるほど多量のＢを必要とする。具体的には、ＡＳＴＭ（Ａｍｅｒｉｃａｎ  Ｓｏｃｉｅｔｙ  ｆｏｒ  Ｔｅｓｔｉｎｇ  ａｎｄ  Ｍａｔｅｒｉａｌ：アメリカ材料試験協会）に規定される結晶粒度番号に応じて、｛０．００１２−［結晶粒度］／１００００｝（％）以上のＢを含有させることが有効である。
【００２２】
この理由は、次のとおりである。Ｂは粒界偏析してその固着力を高める元素であり、溶接中や高温での使用中に粒界に偏析して使用中の粒界割れを防止する。ステンレス鋼の結晶粒が粗粒であるほど、単位体積当たりの粒界面積は小さくなり、使用中に特定の粒界へのクリープ変形の集中度合いが大きくなる。そのため、ステンレス鋼の初期の結晶粒が粗粒であるほど、粒界固着力をより高める必要がある。
【００２３】
一方、Ｂは融点を低下させる元素でもあるため、過剰に含有させると、溶接中に粒界が部分溶融し、液化割れが生じる。ステンレス鋼の結晶粒が粗粒であるほど、特定の粒界に溶接中の熱応力が集中しやすくなる。そのため、Ｂ含有量の上限は、ステンレス鋼の初期の結晶粒度が粗粒になるほど制限される。具体的には、Ｂ含有量を｛０．００１５＋２．５×［結晶粒度］／１００００｝（％）以下とする必要がある。
【００２４】
２）上記のＢの効果を確実に得るためには、粒界に偏析し、粒界の固着力を低減させる元素の含有量を管理する必要がある。なかでも、悪影響の大きいＳの含有量を厳密に管理、低減する必要がある。具体的には、Ｓを０．００２％以下とする必要がある。この量を超えてＳを含有した場合、溶接中や使用中に、Ｂよりも先にＳが偏析することでＢの偏析サイトがなくなり、Ｂの効果が得られなくなる。
【００２５】
ところで、これらの対策によって脆化割れが防止できることは確認できたものの、検討を継続すると新たな問題が生じることが判明した。
【００２６】
ステンレス鋼を構造物として使用する場合、一般的に溶接によって組み立てられることが多い。ステンレス鋼を溶接する際、通常は溶加材料を使用する。しかし、小型の薄肉部品や、肉厚部材であっても初層溶接や仮付け溶接においては、溶加材料を使用せずにガスシールドアーク溶接をする場合がある。この際、溶け込み深さが不十分であると、未溶融の突き合わせ面が欠陥として残存し、溶接継手において必要な強度が得られなくなる。Ｓは、上述のとおり脆化割れ感受性を増大させる一方で、溶け込み深さを増大させる効果も有する。そのため、耐脆化割れの観点からＳ含有量を０．００２％以下に管理した場合、溶け込み不足の問題が生じやすくなることがわかった。
【００２７】
溶け込み不足の問題を解決するためには、溶接入熱を増大させればよい。しかし、溶接入熱の増大は、溶接熱影響部の結晶粒の粗大化を助長して脆化割れ感受性を高めるため、好ましくない。
【００２８】
３）そこで、この問題を解決するために検討した結果、従来は不純物として認識されていたＯを０．００１〜０．０２％の範囲で含有させることにより、耐脆化割れ性を確保しつつ、溶け込み深さも増大できることを見いだした。これは、Ｏは溶融池に溶解すると、Ｓと同様に表面活性元素として作用するため、溶融池内の対流の方向に影響を及ぼし、溶融池鉛直方向への熱輸送を活発にするためと考えられる。そして、このＯの効果を確実に得るためには、Ｏとの親和力が強いＡｌ及びＳｉの含有量を管理する必要があることも併せて見いだした。
【００２９】
以上の知見に基づいて、本発明は完成された。以下、本発明の一実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼を詳述する。
【００３０】
［化学組成］
本実施形態による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する。以下の説明において、元素の含有量の「％」は、質量％を意味する。
【００３１】
Ｃ：０．０４〜０．１２％
炭素（Ｃ）は、オーステナイト組織を安定にするとともに、ＣｒやＮｂ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。この効果を十分に得るためには、０．０４％以上含有する必要がある。しかしながら、過剰に含有すると、Ｎｂ炭化物が多量に粒内析出して耐脆化割れ性が低下する。さらに、Ｃｒ炭化物が多量に析出して溶接部の鋭敏化を招く。そのため、上限を設けて０．１２％以下とする。Ｃ含有量の下限は、好ましくは０．０６％であり、さらに好ましくは０．０７％である。Ｃ含有量の上限は、好ましくは０．１１％であり、さらに好ましくは０．１０％である。
【００３２】
Ｓｉ：０．０５〜１．０％
シリコン（Ｓｉ）は、脱酸作用を有するとともに、高温での耐食性及び耐酸化性の確保に必要な元素である。その効果を得るためには、０．０５％以上含有する必要がある。しかしながら、過剰に含有すると、組織の安定性が低下して、靱性及びクリープ強度の低下を招く。さらに、ＳｉはＯとの親和力が強いため、溶接中の溶接池内でＯと結合してスラグを形成し、Ｏによる溶け込み深さ増大の効果を消失させる。そのため、上限を設けて１．０％以下とする。Ｓｉ含有量の下限は、好ましくは０．１％であり、さらに好ましくは０．２％である。Ｓｉ含有量の上限は、好ましくは０．８％であり、さらに好ましくは０．７％である。
【００３３】
Ｍｎ：１．０〜２．５％
マンガン（Ｍｎ）は、Ｓｉと同様、脱酸作用を有する。Ｍｎはまた、オーステナイト組織の安定性に寄与する。Ｍｎはさらに、アークの集中度を高めて、溶け込み深さの増大にも少なからず寄与する。これらの効果を得るためには、１．０％以上含有する必要がある。しかしながら、過剰に含有すると、鋼の脆化を招き、クリープ強度の低下も生じる。そのため、上限を設けて２．５％以下とする。Ｍｎ含有量の下限は、好ましくは１．２％であり、さらに好ましくは１．３％である。Ｍｎ含有量の上限は、好ましくは２．２％であり、さらに好ましくは２．０％である。
【００３４】
Ｐ：０．０４５％以下
リン（Ｐ）は、不純物として鋼中に含まれ、溶接中に溶接熱影響部に偏析して液化割れ感受性を高める元素である。Ｐはさらに、長時間使用後のクリープ延性も低下させる。そのため、Ｐ含有量は上限を設けて０．０４５％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０４％以下であり、さらに好ましくは０．０３８％以下である。なお、Ｐ含有量は可能な限り低減することが好ましいが、極度の低減は製鋼コストの増大を招く。そのため、Ｐ含有量の下限は、好ましくは０．０００５％であり、さらに好ましくは０．０００８％である。
【００３５】
Ｓ：０．００２％以下
硫黄（Ｓ）は、Ｐと同様に不純物として鋼中に含まれ、溶接中に溶接熱影響部に偏析して液化割れ感受性を高める元素である。Ｓはさらに、長時間使用中に結晶粒界に偏析して、脆化割れ感受性を大きく高める。本実施形態におけるＳ以外の化学組成の範囲において、これらを防止するためには、Ｓ含有量を０．００２％以下とする必要がある。Ｓ含有量は、好ましくは０．００１２％以下であり、さらに好ましくは０．００１％以下である。一方、Ｓは、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含有量の下限は、好ましくは０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００２％である。
【００３６】
Ｃｕ：０．０２〜１％
銅（Ｃｕ）は、オーステナイト組織の安定性を高めて、クリープ強度の向上に寄与する。Ｃｕはさらに、Ｓの粒界偏析を抑制し、脆化割れ感受性を少なからず低減する。その効果を得るには、０．０２％以上含有する必要がある。しかしながら、過剰に含有すると、鋼の熱間加工性の低下を招く。そのため、上限を設けて１％以下とする。Ｃｕ含有量の下限は、好ましくは０．０４％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｃｕ含有量の上限は、好ましくは０．８％であり、さらに好ましくは０．６％である。
【００３７】
Ｎｉ：９〜１３％
ニッケル（Ｎｉ）は、長時間使用時のオーステナイト組織の安定性を確保するために必須の元素である。本実施形態におけるＮｉ以外の化学組成の範囲において、十分な効果を得るためには、Ｎｉを９％以上含有する必要がある。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、上限を設けて１３％以下とする。Ｎｉ含有量の下限は、好ましくは９．５％であり、さらに好ましくは１０％である。Ｎｉ含有量の上限は、好ましくは１２．５％であり、さらに好ましくは１２％である。
【００３８】
Ｃｒ：１６〜２０％
クロム（Ｃｒ）は、高温での耐酸化性及び耐食性の確保のために必須の元素である。Ｃｒはまた、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。その効果を得るためには、１６％以上含有する必要がある。しかしながら、Ｃｒ含有量が２０％を超えると、高温でのオーステナイト組織の安定性が劣化してクリープ強度の低下を招く。Ｃｒ含有量の下限は、好ましくは１６．５％であり、さらに好ましくは１７％である。Ｃｒ含有量の上限は、好ましくは１９．５％であり、さらに好ましくは１９％である。
【００３９】
Ｍｏ：０．０２〜１％
モリブデン（Ｍｏ）は、マトリックスに固溶して高温でのクリープ強度や引張強さの向上に寄与する元素である。加えて、Ｍｏは耐食性の向上にも寄与する。その効果を得るためには、０．０２％以上含有する必要がある。しかしながら、過剰に含有すると、粒内の変形抵抗が高まり、少なからず耐脆化割れ性が低下する場合がある。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、上限を設けて１％以下とする。Ｍｏ含有量の下限は、好ましくは０．０４％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｍｏ含有量の上限は、好ましくは０．８％であり、さらに好ましくは０．６％である。
【００４０】
Ｎｂ：０．５％を超え１．２％以下
ニオブ（Ｎｂ）は、本実施形態において微細な炭窒化物として粒内に析出し、高温でのクリープ強度や引張強さの向上に寄与する。加えて、ＮｂはＣを固定する効果があり、Ｃｒ炭化物の析出を抑制して溶接熱影響部の鋭敏化を抑制する。その効果を十分に得るためには、０．５％を超えて含有する必要がある。しかしながら、過剰に含有すると、炭化物として粒内に多量に析出し、脆化割れ感受性を高めるとともに、クリープ延性及び靱性の低下も招く。さらには、溶接時の液化割れ感受性も高まる。そのため、上限を設けて１．２％以下とする。Ｎｂ含有量の下限は、好ましくは０．５５％であり、さらに好ましくは０．６％である。Ｎｂ含有量の上限は、好ましくは１．１％であり、さらに好ましくは１．０％である。
【００４１】
Ｎ：０．０１％以上０．１０％未満
窒素（Ｎ）は、オーステナイト組織を安定にするとともに、固溶によって、又は窒化物を析出させることによって、高温強度の向上に寄与する。その効果を得るためには、０．０１％以上含有する必要がある。しかしながら、過剰に含有すると、Ｎｂと結合し、Ｃと結合するＮｂ量を減少させて、溶接部の耐鋭敏化特性を低下させる。そのため、上限を設けて０．１０％未満とする。Ｎ含有量の下限は、好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０４％である。Ｎ含有量の上限は、好ましくは０．０８％であり、さらに好ましくは０．０７％である。
【００４２】
Ａｌ：０．００１〜０．０２％
アルミニウム（Ａｌ）は、脱酸剤として含有される。Ａｌは、Ｏとの親和力が強いため、溶接中の溶接池内でＯと結合してスラグを形成し、Ｏによる溶け込み深さ増大の効果を消失させる。そのため、上限を設けて０．０２％以下とする。Ａｌ含有量は、溶け込み深さを向上させるためには低い方がよいが、極端な低減は製鋼コストの増大を招くため、０．００１％以上とする。Ａｌ含有量の下限は、好ましくは０．００２％である。Ａｌ含有量の上限は、好ましくは０．０１５％であり、さらに好ましくは０．０１％である。
【００４３】
Ｏ：０．００１〜０．０２％
酸素（Ｏ）は、一般には不純物として鋼中に含まれるが、溶接中の溶け込み深さを増大させる効果を有することから、本実施形態ではその効果を活用するため、０．００１％以上含有させる。しかしながら、過剰に含有すると、熱間加工性が低下するとともに、靱性や延性の劣化を招く。そのため、上限を設けて０．０２％以下とする。Ｏ含有量の下限は、好ましくは０．００１５％であり、さらに好ましくは０．００２％である。Ｏ含有量の上限は、好ましくは０．０１５％であり、さらに好ましくは０．０１％である。
【００４４】
Ｂ：０．０００２〜０．００４％
ボロン（Ｂ）は、粒界に偏析しやすい元素であり、粒界固着力を高め、脆化割れ感受性を低減するのに必須の元素である。その効果を得るためには、０．０００２％以上含有させる必要がある。しかしながら、過剰に含有すると、溶接時の液化割れ感受性が高まる。そのため、上限を設けて０．００４％以下とする。Ｂ含有量はさらに、鋼の結晶粒度に応じて、後述する式（１）を満たすようにする必要がある。Ｂ含有量の好ましい範囲は、結晶粒度番号が２〜７の場合は０．００１〜０．００２％であり、結晶粒度番号が７を超え１０以下の場合は０．０００５〜０．００３％である。
【００４５】
本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物である。ここでいう不純物とは、鋼の原料として利用される鉱石やスクラップから混入する元素、あるいは製造過程の環境等から混入する元素をいう。
【００４６】
本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼の化学組成は、上記のＦｅの一部に代えて、下記の第１群から第３群から選択される１種以上の元素を含有してもよい。下記の元素は、すべて選択元素である。すなわち、下記の元素は、いずれも本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼に含有されていなくてもよい。また、一部だけが含有されていてもよい。
【００４７】
より具体的には、例えば、第１群から第３群までの群の中から１つの群だけを選択し、その群から１種以上の元素を選択してもよい。この場合、選択した群に属するすべての元素を選択する必要はない。また、第１群から第３群の中から複数の群を選択し、それぞれの群から１種以上の元素を選択してもよい。この場合も、選択した群に属するすべての元素を選択する必要はない。
【００４８】
第１群  Ｖ：０〜０．３％、Ｔｉ：０〜０．３％
第１群に属する元素は、Ｖ及びＴｉである。これらの元素は、微細な炭化物又は炭窒化物を形成し、クリープ強度向上に寄与するため、必要に応じて含有させてもよい。
【００４９】
Ｖ：０〜０．３％
バナジウム（Ｖ）は、Ｎｂと同様に、炭素又は窒素と結合して微細な炭化物又は炭窒化物を形成し、クリープ強度向上に寄与する。Ｖが少しでも含有されれば、この効果が得られる。しかしながら、過剰に含有すると炭化物又は炭窒化物が多量に析出し、耐脆化割れ性及びクリープ延性の低下を招く。そのため、上限を設けて０．３％以下とする。Ｖ含有量の下限は、好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０３％である。Ｖ含有量の上限は、好ましくは０．２５％であり、さらに好ましくは０．２％である。
【００５０】
Ｔｉ：０〜０．３％
チタン（Ｔｉ）は、Ｖと同様に、炭素又は窒素と結合して微細な炭化物又は炭窒化物を形成し、クリープ強度向上に寄与する。Ｔｉが少しでも含有されれば、この効果が得られる。しかしながら、過剰に含有すると炭化物又は炭窒化物が多量に析出し、耐脆化割れ性及びクリープ延性の低下を招く。そのため、上限を設けて０．３％以下とする。Ｔｉ含有量の下限は、好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０３％である。Ｔｉ含有量の上限は、好ましくは０．２５％であり、さらに好ましくは０．２％である。
【００５１】
第２群  Ｃｏ：０〜１％
第２群に属する元素はＣｏである。Ｃｏは、オーステナイト組織の安定性を高めてクリープ強度向上に寄与するため、必要に応じて含有させてもよい。
【００５２】
Ｃｏ：０〜１％
コバルト（Ｃｏ）は、Ｎｉと同様にオーステナイト形成元素であり、オーステナイト組織の安定性を高めてクリープ強度の向上に寄与する。Ｃｏが少しでも含有されれば、この効果が得られる。しかしながら、Ｃｏは極めて高価な元素であるため、過剰な含有は大幅なコスト増を招く。そのため、上限を設けて１％以下とする。Ｃｏ含有量の下限は、好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０３％である。Ｃｏ含有量の上限は、好ましくは０．９％であり、さらに好ましくは０．８％である。
【００５３】
第３群  Ｃａ：０〜０．０１％、Ｍｇ：０〜０．０１％、ＲＥＭ：０〜０．１％
第３群に属する元素は、Ｃａ、Ｍｇ、及びＲＥＭである。これらの元素は、鋼の製造時の熱間加工性を改善する効果を有するため、必要に応じて含有させてもよい。
【００５４】
Ｃａ：０〜０．０１％
カルシウム（Ｃａ）は、鋼の製造時の熱間加工性を改善する。Ｃａが少しでも含有されれば、この効果が得られる。しかしながら、過剰に含有するとＯと結合して清浄性を著しく低下させ、かえって熱間加工性を低下させる。そのため、上限を設けて０．０１％以下とする。Ｃａ含有量の下限は、好ましくは０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１％である。Ｃａ含有量の上限は、好ましくは０．００８％であり、さらに好ましくは０．００６％である。
【００５５】
Ｍｇ：０〜０．０１％
マグネシウム（Ｍｇ）は、Ｃａと同様、鋼の製造時の熱間加工性を改善する。Ｍｇが少しでも含有されれば、この効果が得られる。しかしながら、過剰に含有するとＯと結合して清浄性を著しく低下させ、かえって熱間加工性を低下させる。そのため、上限を設けて０．０１％以下とする。Ｍｇ含有量の下限は、好ましくは０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１％である。Ｃａ含有量の上限は、好ましくは０．００８％であり、さらに好ましくは０．００６％である。
【００５６】
ＲＥＭ：０〜０．１％
希土類元素（ＲＥＭ）は、ＣａやＭｇと同様、鋼の製造時の熱間加工性を改善する。ＲＥＭが少しでも含有されれば、この効果が得られる。しかしながら、過剰に含有するとＯと結合して清浄性を著しく低下させ、かえって熱間加工性を低下させる。そのため、上限を設けて０．０１％以下とする。ＲＥＭ含有量の下限は、好ましくは０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１％である。ＲＥＭ含有量の上限は、好ましくは０．０８％であり、さらに好ましくは０．０６％である。
【００５７】
なお、「ＲＥＭ」とはＳｃ、Ｙ及びランタノイドの合計１７元素の総称であり、ＲＥＭ含有量はＲＥＭのうちの１種又は２種以上の元素の合計含有量を指す。また、ＲＥＭについては一般的にミッシュメタルに含有される。このため例えば、ミッシュメタルの形で含有させて、ＲＥＭ含有量が上記の範囲となるようにしてもよい。
【００５８】
［結晶粒度番号］
本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼は、ＡＳＴＭ  Ｅ１１２に規定される結晶粒度番号が２〜１０である。本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼を用いた溶接構造物において、その溶接熱影響部に十分な耐脆化割れ性や耐液化割れ性を付与するためには、溶接による熱サイクルを受けても溶接熱影響部の結晶粒が過度に粗大にならないように、初期の結晶粒を結晶粒度番号で２以上の細粒にしておく必要がある。しかしながら、結晶粒が結晶粒度番号で１０を超える細粒になると、必要なクリープ強度の確保が困難となる。そのため、結晶粒度番号で１０以下とする必要がある。
【００５９】
結晶粒度番号を上記の範囲にするためには、製造条件を適切に設定する必要がある。本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼は、例えば、上述の化学組成の原料を熱間加工や冷間加工によって成形した後、１０００〜１３００℃の温度で３〜６０分間保持した後水令する固溶化熱処理を実施することによって製造される。固溶化熱処理は、１０８０〜１２８０℃の温度で３〜４５分間保持した後水冷することが好ましく、１１５０〜１２５０℃の温度で３〜４５分間保持した後水冷することがさらに好ましい。なお、結晶粒度番号は、固溶化熱処理の温度が高いほど小さくなり、固溶化熱処理の保持時間が長いほど小さくなる。
【００６０】
［式（１）について］
本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼は、下記の式（１）を満たす。
０．００１２−［結晶粒度］／１００００≦［％Ｂ］≦０．００１５＋２．５×［結晶粒度］／１００００…（１）
式（１）において、［結晶粒度］には結晶粒度番号が代入され、［％Ｂ］にはＢの含有量が質量％で代入される。
【００６１】
Ｂは粒界偏析してその固着力を高める元素であり、溶接中や高温での使用中に粒界に偏析して使用中の粒界割れを防止する。オーステナイト系ステンレス鋼の結晶粒が粗粒であるほど、単位体積当たりの粒界面積は小さくなり、使用中に特定の粒界へのクリープ変形の集中度合いが大きくなる。そのため、オーステナイト系ステンレス鋼の初期の結晶粒が粗粒であるほど、粒界固着力をより高める必要があり、多量のＢを含有させる必要がある。具体的には、Ｂ含有量を｛０．００１２−［結晶粒度］／１００００｝％以上にする必要がある。
【００６２】
一方、Ｂは融点を低下させる元素でもあるため、過剰に含有させると、溶接中に粒界が部分溶融し、液化割れが生じる。オーステナイト系ステンレス鋼の結晶粒が粗粒であるほど、特定の粒界に溶接中の熱応力が集中しやすくなる。そのため、Ｂ含有量の上限は、オーステナイト系ステンレス鋼の初期の結晶粒が粗粒になるほど制限される。具体的には、Ｂ含有量を｛０．００１５＋２．５×［結晶粒度］／１００００｝（％）以下とする必要がある。
【００６３】
以上、本発明の実施形態を説明したが、上述した実施形態は本発明を実施するための例示にすぎない。よって、本発明は上述した実施形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲で、上述した実施形態を適宜変形して実施することが可能である。
【実施例】
【００６４】
以下、実施例によって本発明をより具体的に説明する。本発明はこれらの実施例に限定されない。
【００６５】
表１に示す化学組成を有する代符Ａ〜Ｌの材料を実験室溶解して鋳込んだインゴットを作製した。
【００６６】
【表１】
0006623719.tif 000002
【００６７】
作製したインゴットを、１０００〜１１５０℃の温度範囲で熱間鍛造及び熱間圧延して板厚２０ｍｍの板材とした。これをさらに冷間圧延して板厚１６ｍｍとした後、保持温度１２３０℃で固溶化熱処理した。その後、機械加工によって板厚１４ｍｍ、幅５０ｍｍ、長さ１００ｍｍに成形した。なお、固溶化熱処理における保持時間は３〜３０分の範囲で種々変化させ、結晶粒度の異なる材料を作製した。また、この板材とは別に、固溶化熱処理した板材から組織観察用の試料を採取して、ＡＳＴＭ  Ｅ１１２に準拠して組織の結晶粒度番号を測定した。
【００６８】
［溶接施工性］
この板材の長手方向と平行な端面に、図１に示す開先加工を実施した。図１中の数値は、寸法を表す。２つの板材の開先加工を施した端面同士を突き合わせて、ガスタングステンアーク溶接により、溶接材料を用いずに１回溶接を実施し、各代符につき２継手ずつ溶接継手を作製した。
【００６９】
得られた溶接継手のうち、２継手とも溶接線の全長にわたって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て合格とした。合格の継手のうち、全長にわたって裏ビードの幅が２ｍｍ以上であったものを「良」とし、一部でも幅が２ｍｍ未満の部分があったものを「可」とした。また、２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ものを「不可」とした。
【００７０】
［耐溶接割れ性］
初層のみ溶接した上記の溶接継手を、ＪＩＳ  Ｇ  ３１０６（２００８）に規定のＳＭ４００Ｂ相当の市販の鋼板（厚さ３０ｍｍ、幅２００ｍｍ、長さ２００ｍｍ）の上に、ＪＩＳ  Ｚ  ３２２４（２０１０）に規定の被覆アーク溶接棒ＥＮｉ６６２５を用いて四周を拘束溶接した。その後、ＪＩＳ  Ｚ  ３３３４（２０１１）に規定のＳＮｉ６６２５該当のティグワイヤを用いて、入熱１０〜１５ｋＪ／ｃｍでＴＩＧ溶接により開先内に積層溶接を行って、各代符につき２継手ずつ溶接継手を作製した。
【００７１】
作製した溶接継手の一方に、６５０℃×５００時間の時効熱処理を行った。溶接ままの溶接継手及び時効熱処理を施した溶接継手の各５カ所から、観察面が継手の横断面（溶接ビードと垂直な断面）になるように試料を採取した。採取した試料を鏡面研磨、腐食した後、光学顕微鏡によって検鏡し、溶接熱影響部における割れの有無を調査した。５個の試料のすべてで割れが観察されなかった溶接継手を「良」、１個の試料で割れが観察された溶接継手を「可」として、合格とした。２個以上の試料で割れが観察された溶接継手を「不可」とした。
【００７２】
［クリープ破断試験］
耐溶接割れ性試験で合格した溶接ままの溶接継手から、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た。母材の目標破断時間が約１０００時間となる６５０℃、２１６ＭＰａの条件でクリープ破断試験を行った。母材破断し、かつ、その破断時間が母材の破断時間の９０％以上（すなわち、９００時間以上）となるものを「合格」とした。
【００７３】
［性能評価結果］
結晶粒度番号及び性能評価結果を表２に示す。なお、「クリープ破断試験」の欄の「−」は、クリープ破断試験を実施していないことを示す。
【００７４】
【表２】
0006623719.tif 000003
【００７５】
代符Ａ１〜Ａ４、Ｂ１〜Ｂ４、Ｃ−２、Ｃ−３、Ｄ−３、Ｄ−４、Ｅ−３、Ｅ−４、Ｆ−３、及びＬ−２〜Ｌ−４は、溶接継手の作製時に良好な施工性を有するとともに、耐脆化割れ性及び耐液化割れ性に優れ、必要なクリープ強度も有していた。特に、結晶粒度番号とＢ含有量との関係が好ましい条件を満たした代符Ａ１〜Ａ４、Ｂ１〜Ｂ４、Ｃ−３、Ｅ−４、及びＬ２〜Ｌ４は、溶接割れ試験の評価結果がすべて「良」であった。
【００７６】
代符Ｃ−１、Ｆ−１、及びＦ−２では、時効熱処理後、溶接熱影響部に脆化割れが発生した。これは、Ｂ含有量が結晶粒度との関係で少なすぎたためと考えられる。
【００７７】
代符Ｃ−４及びＦ−４では、必要なクリープ強度が得られなかった。これは、結晶粒が細粒すぎたためと考えられる。
【００７８】
代符Ｄ−１、Ｄ−２、及びＥ−２では、溶接時、溶接熱影響部に液化割れが発生した。これは、Ｂ含有量が結晶粒度との関係で多すぎたためと考えられる。
【００７９】
代符Ｅ−１では、溶接時、溶接熱影響部に液化割れが発生するとともに、時効熱処理後、溶接熱影響部に脆化割れが発生した。これは、Ｂ含有量が結晶粒度との関係で多すぎたため、及び結晶粒が粗粒すぎたためと考えられる。
【００８０】
代符Ｇ−１〜Ｇ−４では、時効熱処理後、溶接熱影響部に脆化割れが発生した。これは、Ｂ含有量が少なすぎたためと考えられる。
【００８１】
代符Ｈ−１〜Ｈ４では、時効熱処理後、溶接熱影響部に脆化割れが発生した。代符Ｈ−１〜Ｈ−４は、Ｂ含有量は適切であったものの、Ｓ含有量が多すぎたため、Ｂの効果が十分に得られなかったと考えられる。
【００８２】
代符Ｉ−１〜Ｉ−４では、溶接時に裏ビードが十分に形成されなかった。これは、Ｏ含有量が少なすぎたためと考えられる。
【００８３】
代符Ｊ−１〜Ｊ−４では、溶接時に裏ビードが十分に形成されなかった。代符Ｊ−１〜Ｊ−４は、Ｏ含有量は適切であったものの、Ａｌ含有量が多すぎたため、Ｏの効果が十分に得られなかったと考えられる。
【００８４】
代符Ｋ−１〜Ｋ−４では、溶接時に裏ビードが十分に形成されなかった。代符Ｋ−１〜Ｋ−４は、Ｏ含有量は適切であったものの、Ｓｉ含有量が多すぎたため、Ｏの効果が十分に得られなかったと考えられる。
【００８５】
代符Ｌ−１では、溶接時、溶接熱影響部に液化割れが発生するとともに、時効熱処理後、溶接熱影響部に脆化割れが発生した。これは、結晶粒が粗粒すぎたためと考えられる。
【産業上の利用可能性】
【００８６】
本発明は、発電プラントや石油化学プラント等の高温部材として好適に用いることができる。
【図１】
0006623719.tif 000004