オーステナイト系ステンレス鋼
【課題】高温でのクリープ強度に優れたオーステナイト系ステンレス鋼を提供する。
【解決手段】
本実施の形態によるオーステナイト系ステンレス鋼は、質量％で、Ｃｒ：１７〜１９％、Ｎｉ：３０〜３２％、Ｎｂ：３．０〜３．６％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる。本実施の形態によるオーステナイト系ステンレス鋼では、７００℃以上の高温域で時効処において、結晶粒３０の粒内にＮｉ３ＮｂないしはＦｅ２Ｎｂ４０が析出し、粒界１０にＦｅ２Ｎｂ２０が析出する。これらの金属間化合物（Ｎｉ３Ｎｂ及びＦｅ２Ｎｂ）により、７００℃以上の高温域におけるクリープ強度が向上する。
【解決手段】
本実施の形態によるオーステナイト系ステンレス鋼は、質量％で、Ｃｒ：１７〜１９％、Ｎｉ：３０〜３２％、Ｎｂ：３．０〜３．６％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる。本実施の形態によるオーステナイト系ステンレス鋼では、７００℃以上の高温域で時効処において、結晶粒３０の粒内にＮｉ３ＮｂないしはＦｅ２Ｎｂ４０が析出し、粒界１０にＦｅ２Ｎｂ２０が析出する。これらの金属間化合物（Ｎｉ３Ｎｂ及びＦｅ２Ｎｂ）により、７００℃以上の高温域におけるクリープ強度が向上する。
【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し、さらに詳しくは、高温圧力容器や、ボイラ、発電用タービンのブレード、化学工業プラントの設備等に利用されるオーステナイト系ステンレス鋼に関する。
【背景技術】
【０００２】
化学工業プラントの設備や高温圧力容器、ボイラ、発電用タービン等は、高温及び高圧の流体を扱う。これらの設備の構成部材は、耐熱鋼材が利用される。耐熱鋼材はたとえば、鋼管、鋼板、棒鋼、鍛鋼品、鋳鋼品等である。
【０００３】
耐熱鋼材として、従来、１８−８系オーステナイトステンレス鋼が利用されている。１８−８系オーステナイトステンレス鋼はたとえば、ＪＩＳ規格におけるＳＵＳ３０４Ｈ、ＳＵＳ３１６Ｈ、ＳＵＳ３２１Ｈ及びＳＵＳ３４７Ｈである。
【０００４】
化学工業プラント設備や高温圧力容器、ボイラ、タービン用の耐熱鋼材は、高温強度の改善が求められ、特に、７００℃以上の高温におけるクリープ強度の向上が求められる。
【０００５】
特開昭６２−１３３０４８号公報（特許文献１）、特開平７−１３８７０８号公報（特許文献２）、特開平８−１３１０２号公報（特許文献３）、特開２００４−３２３９３７号公報（特許文献４）及び特開２００４−３２３９３７号公報（特許文献５）は、高温強度の改善を目的としたオーステナイト系ステンレス鋼を開示する。これらの文献に開示されたオーステナイト系ステンレス鋼は、Ｎｂと、Ｃと、Ｎとを含有する。これらの元素は、炭化物、窒化物及び炭窒化物を形成し、鋼の高温強度を向上する。これらの文献に開示されたオーステナイト系ステンレス鋼はさらに、Ｃｕを含有する。高温において、Ｃｕはオーステナイト母相に析出し、鋼の高温強度を向上する。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開昭６２−１３３０４８号公報
【特許文献２】特開平７−１３８７０８号公報
【特許文献３】特開平８−１３１０２号公報
【特許文献４】特開２００４−３２３９３７号公報
【特許文献５】特開２００４−３０００号公報
【特許文献６】特開２００５−２９２９号公報
【非特許文献】
【０００７】
【非特許文献１】高田尚記、松尾孝、竹山雅夫、「Ｆｅ２Ｎｂ Ｌａｖｅｓ相の構造とそのオーステナイト系耐熱鋼の強化相としての役割」、日本学術振興会耐熱金属材料第１２３委員会研究報告Ｖｏｌ．５０ Ｎｏ．３（２００９）、ｐ．３８９〜４００
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
最近では、火力発電プラントの発電効率を向上するため、高温におけるクリープ強度がさらに改善された耐熱鋼材が求められる。
【０００９】
本発明の目的は、高温におけるクリープ強度に優れた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及び発明の効果】
【００１０】
本発明によるオーステナイト系ステンレス鋼は、質量％で、Ｃｒ：１７〜１９％、Ｎｉ：３０〜３２％、Ｎｂ：３．０〜３．６％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる。
【００１１】
上述のオーステナイト系ステンレス鋼は、７００℃以上の高温において、優れたクリープ強度を有する。
【００１２】
また、上記オーステナイト系ステンレス鋼において、上記不純物としてのＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎのうちの１種又は２種以上を、質量％で、Ｃ：０．０１％未満、Ｓｉ：０．１％未満、Ｍｎ：０．１％未満、Ｐ：０．０１０％未満、Ｓ：０．００３％未満、Ｍｏ：０．０１％未満、Ｗ：０．０１％未満、及びＮ：０．０１％未満で含有してもよい。
【００１３】
また、上記オーステナイト系ステンレス鋼は、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｂ：０．０００１〜０．００３０％を含有してもよい。
【００１４】
また、上記オーステナイト系ステンレス鋼は、Ｆｅの一部に代えて、質量％でＡｌ：０．００１〜０．１０％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０１０％、及び、Ｃａ：０．０００１〜０．０１０％から選択された１種又は２種以上を含有してもよい。
【図面の簡単な説明】
【００１５】
【図１】オーステナイトステンレス鋼の化学成分において、Ｎｂ含有量と、Ｆｅ２Ｎｂ及びＮｉ３Ｎｂの析出量との関係を示す図である。
【図２】（Ａ）は本実施の形態によるオーステナイト系ステンレス鋼のＳＥＭ画像であり、（Ｂ）は、その模式図である。
【図３】Ｆｅ２Ｎｂの粒界被覆率を説明するための模式図である。
【図４】（Ａ）は、ボロンが含有された本実施の形態によるオーステナイト系ステンレス鋼のＳＥＭ画像であり、（Ｂ）は、その模式図である。
【図５】実施例において製造された複数のオーステナイト系ステンレス鋼のＳＥＭ画像である。
【図６】図５に示した複数のオーステナイト系ステンレス鋼の時効時間と、Ｆｅ２Ｎｂの粒界被覆率を示す図である。
【図７】実施例におけるオーステナイト系ステンレス鋼の、Ｆｅ２Ｎｂの粒界被覆率とクリープ速度との関係を示す図である。
【図８】実施例におけるオーステナイト系ステンレス鋼の、７００℃における応力−クリープ破断時間線図である。
【図９】クリープ試験により得られた、オーステナイト系ステンレス鋼の破断伸び及び破断絞りを示す図である。
【図１０】実施例におけるオーステナイトステンレス鋼の、熱間加工後の割れ長さを示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００１６】
以下、図面を参照し、本発明の実施の形態を詳しく説明する。図中同一又は相当部分には同一符号を付してその説明は繰り返さない。また、以下の説明において、元素に関する％は質量％を意味する。
【００１７】
本発明者らは、研究の結果、以下の知見を得た。
【００１８】
（Ａ）耐熱鋼材に用いられる従来のオーステナイト系ステンレス鋼は、炭化物や、ＮｂＣｒＮ複合窒化物に代表される窒化物や、炭窒化物により、クリープ強度を向上する。しかしながら、炭化物、窒化物及び炭窒化物は、高温での長時間クリープ強度を改善しにくい。より具体的には、炭化物、窒化物及び炭窒化物は、７００℃以上における１０万時間クリープ破断強度の向上に寄与しにくい。
【００１９】
（Ｂ）従来の耐熱鋼材用オーステナイト系ステンレス鋼はさらに、整合析出されたＣｕ相により強度を向上する。Ｃｕ相は、短時間の高温強度を改善できる。しかしながら、高温での長時間クリープ強度の向上には寄与しにくい。
【００２０】
（Ｃ）従来のオーステナイト系ステンレス鋼では、主として、Ｆｅ２Ｗ型Ｌａｖｅｓ相が析出する。Ｆｅ２Ｗは、高温での短時間クリープ強度を向上する。しかしながら、高温で長時間加熱されると、Ｆｅ２Ｗは凝集粗大化する。そのため、Ｆｅ２Ｗは、高温での長時間クリープ強度の向上に寄与しにくい。
【００２１】
（Ｄ）炭化物、窒化物及び炭窒化物の代わりに、Ｎｉ３Ｎｂと、Ｆｅ２Ｎｂ型Ｌａｖｅｓ相とが鋼中に析出すれば、高温での長時間クリープ強度が改善される。より具体的には、Ｎｉ３Ｎｂは、結晶粒の粒内に析出して、粒内の強度を向上する。一方、Ｆｅ２Ｎｂは、粒界に析出して、粒界の強度を向上する。
【００２２】
（Ｅ）Ａｌ、Ｍｇ、Ｃａは、オーステナイト系ステンレス鋼の熱間加工性を改善する。
【００２３】
本実施の形態によるオーステナイト系ステンレス鋼は、以上の知見に基づく。以下、本実施の形態によるオーステナイト系ステンレス鋼の詳細を説明する。
【００２４】
［化学組成］
本実施の形態によるオーステナイト系ステンレス鋼は、以下の化学組成を有する。
【００２５】
Ｃｒ：１７〜１９％
クロム（Ｃｒ）は、鋼の耐酸化性と、耐水蒸気酸化性と、耐高温腐食性とを向上する。Ｃｒ含有量が少なすぎれば、７００℃以上の高温域において、有効な耐酸化性及び耐高温腐食性が得られない。一方、Ｃｒ含有量が多すぎれば、延性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は１７〜１９％である。
【００２６】
Ｎｉ：３０〜３２％
ニッケル（Ｎｉ）は、オーステナイト相を安定化する。つまり、Ｎｉはオーステナイト生成元素である。一方、Ｃｒ及びＮｂは、フェライト生成元素である。オーステナイト相が安定するように、Ｎｉ含有量は、Ｃｒ含有量及びＮｂ含有量に対応して規定される。
さらに、Ｎｉ３Ｎｂ及びＦｅ２Ｎｂの析出量は、Ｎｉ含有量と関係する。Ｎｉ含有量が少なすぎれば、Ｎｉ３Ｎｂの析出量は少ない。一方、Ｎｉ含有量が多すぎれば、Ｎｉ３Ｎｂの析出量が過剰に多くなるため、Ｆｅ２Ｎｂの析出量が減少する。Ｆｅ２Ｎｂの析出量が減少すれば、高温での長時間クリープ強度が低下する。したがって、Ｎｉ含有量は３０〜３２％である。
【００２７】
Ｎｂ：３．０〜３．６％
ニオブ（Ｎｂ）は、Ｎｉと結合してＮｉ３Ｎｂを形成する。ニオブはさらに、Ｆｅと結合してＦｅ２Ｎｂを形成する。これらの金属間化合物（Ｎｉ３Ｎｂ及びＦｅ２Ｎｂ）は、Ｎｂ含有量に依存する。
上述のとおり、Ｎｉ３Ｎｂは結晶粒の粒内に析出して粒内を強化し、Ｆｅ２Ｎｂは粒界に優先的に析出して粒界を強化する。したがって、７００℃以上の高温域において、結晶粒内及び結晶粒界を強化するには、高温域において、鋼中にＮｉ３Ｎｂが析出しているとともに、Ｆｅ２Ｎｂが析出しているのが好ましい。より好ましくは、７００℃以上の高温域において、Ｆｅ２Ｎｂの析出量が、Ｎｉ３Ｎｂの析出量と略同等以上であるのが好ましい。
【００２８】
Ｎｂ含有量が３．０％以上であれば、７００℃以上の温度域において、Ｆｅ２Ｎｂの析出量がＮｉ３Ｎｂの析出量と略同等以上になる。
【００２９】
図１は、本実施の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うち、Ｎｂ含有量を変化した場合の７００℃におけるＮｉ３ＮｂとＦｅ２Ｎｂの析出量を示す図である。図１を参照して、横軸は、Ｎｂ含有量（質量％）である。縦軸は、Ｎｉ３Ｎｂ及びＦｅ２Ｎｂの析出量（体積％）を示す。図中の実線Ｌ１はＦｅ２Ｎｂの析出量を示す。図中の実線Ｌ２は、Ｎｉ３Ｎｂの析出量を示す。
【００３０】
図１を参照して、Ｎｉ３Ｎｂ（実線Ｌ２）は、Ｎｂ含有量が０％から増加するに従い、急速に増加する。しかしながら、Ｎｂ含有量が１．５％を超えると、Ｎｂ含有量が増加しても、Ｎｉ３Ｎｂはそれほど析出しない。一方、Ｆｅ２Ｎｂ（実線Ｌ１）は、Ｎｂ含有量が１．５％を超えるまでは析出しない。そして、Ｎｂ含有量が１．５％を超えると、Ｎｂ含有量の増加に伴い、Ｆｅ２Ｎｂの析出量も増加する。
【００３１】
Ｎｂ含有量が３．０％以上であれば、Ｆｅ２Ｎｂ及びＮｉ３Ｎｂの析出量の総和に対するＦｅ２Ｎｂの析出量（以下、Ｆｅ２Ｎｂの相分率という）が、４５％以上となる。つまり、Ｆｅ２Ｎｂの析出量がＮｉ３Ｎｂの析出量と略同等以上となる。
【００３２】
一方、Ｎｂが過剰に含有されれば、溶体化処理後の未固溶析出物が増加し、鋼の靭性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は３．０〜３．６％である。なお、Ｎｂ含有量が３．０〜３．６％であれば、図１に示すとおり、Ｆｅ２Ｎｂの相分率は４５〜６０％となり、Ｆｅ２Ｎｂの析出量は、Ｎｉ３Ｎｂの析出量と略同等になる。
【００３３】
残部はＦｅ及び不純物である。不純物は、ステンレス鋼を工業的に製造する際に、鉱石あるいはスクラップ等のような原料を始めとして、製造工程の種々の要因によって鋼に混入される。
【００３４】
本実施の形態によるオーステナイトステンレス鋼は、不純物としての複数の元素（Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎ）のうちの１種又は２種以上を含有してもよい。しかしながら、不純物の含有量は少ない方が好ましい。したがって、上述の不純物の含有量は、以下のとおり制限されるのが好ましい。
【００３５】
Ｃ：０．０１％未満
本実施の形態において、炭素（Ｃ）は不純物である。ＣはＮｉやＮｂ、Ｃｒと結合して炭化物を形成する。鋼が高温で長時間加熱されると、炭化物は凝集粗大化する。粗大化した炭化物により、結晶粒内及び粒界の強度が低下する。
Ｃはさらに、ＮｉやＮｂと結合することにより、Ｎｉ３Ｎｂ及びＦｅ２Ｎｂの生成を阻害する。特に、Ｃ含有量が多ければ、Ｆｅ２Ｎｂの生成が阻害され、結晶粒界の高温強度が低下する。
【００３６】
以上より、Ｃは、高温での長時間クリープ強度を低下する。そのため、本実施の形態におけるオーステナイト系ステンレス鋼において、Ｃ含有量は少ない方が好ましい。Ｃ含有量は０．０１％未満である。好ましいＣ含有量は０．００５％未満である。
【００３７】
Ｓｉ：０．１％未満
本実施の形態において、Ｓｉは不純物である。Ｓｉは、Ｎｉと結合してシリサイドを形成する。シリサイドは非常に脆い金属間化合物である。そのため、シリサイドは鋼を脆化する。したがって、本実施の形態におけるオーステナイト系ステンレス鋼では、Ｓｉ含有量は少ない方が好ましい。Ｓｉ含有量は０．１％未満である。好ましいＳｉ含有量は０．０５％未満である。
【００３８】
Ｍｎ：０．１％未満
本実施の形態において、マンガン（Ｍｎ）は不純物である。Ｍｎはσ相の生成を促進する。σ相は脆い金属間化合物であるため、鋼を脆化する。したがって、本実施の形態におけるオーステナイト系ステンレス鋼では、Ｍｎ含有量は少ない方が好ましい。Ｍｎ含有量は、０．１％未満である。好ましいＭｎ含有量は０．０５％未満である。
【００３９】
Ｐ：０．０１％未満
リン（Ｐ）は不純物である。Ｐは熱間加工性及び延性を低下する。したがって、Ｐ含有量は少ない方が好ましい。Ｐ含有量は０．０１％未満である。
【００４０】
Ｓ：０．００３％未満
硫黄（Ｓ）は不純物である。Ｓは熱間加工性を低下する。したがって、Ｓ含有量は少ない方が好ましい。Ｓ含有量は０．００３％未満である。
【００４１】
Ｍｏ：０．０１％未満
本実施の形態において、モリブデン（Ｍｏ）は、不純物である。Ｍｏは、Ｆｅ２Ｍｏ型Ｌａｖｅｓ相を形成し、Ｆｅ２Ｎｂの生成を阻害する。したがって、本実施の形態におけるオーステナイト系ステンレス鋼において、Ｍｏ含有量は少ない方が好ましい。Ｍｏ含有量は０．０１％未満である。
【００４２】
Ｗ：０．０１％未満
本実施の形態において、タングステン（Ｗ）は、不純物である。上述のとおり、ＷはＦｅ２Ｗ型Ｌａｖｅｓ相を形成する。鋼を高温で長時間加熱した場合、Ｆｅ２Ｗは粗大化し、クリープ強度を低下する。Ｗはさらに、Ｆｅ２Ｎｂの生成を阻害する。したがって、本実施の形態におけるオーステナイト系ステンレス鋼において、Ｗ含有量は少ない方が好ましい。Ｗ含有量は０．０１％未満である。
【００４３】
Ｎ：０．０１％未満
窒素（Ｎ）は、Ｎｂと結合してＮｂ窒化物を形成する。鋼を高温で長時間加熱したとき、窒化物は、凝集粗大化する。粗大化した窒化物は鋼のクリープ強度を低下する。Ｎはさらに、Ｎｂと結合するため、Ｎｉ３Ｎｂ及びＦｅ２Ｎｂの生成を阻害する。したがって、本実施の形態におけるオーステナイト系ステンレス鋼において、Ｎ含有量は少ない方が好ましい。Ｎ含有量は、０．０１％未満であり、さらに好ましくは、０．００５％未満である。
他の不純物として酸素（Ｏ）がある。Ｏは、熱間加工性を低下する。したがって、Ｏ含有量はなるべく少ない方が好ましい。
【００４４】
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、Ｂを含有してもよい。
【００４５】
Ｂ：０．０３０％以下
ボロン（Ｂ）は、粒界へのＦｅ２Ｎｂの生成を促進し、Ｆｅ２Ｎｂの析出量を増加する。そのため、Ｂは、高温での長時間クリープ強度を向上する。一方、ボロン含有量が多すぎれば、鋼の靭性が低下する。ボロンが過剰に含有されると、製造工程中に生成されるボライドの溶体化温度が上がる。そのため、溶体化処理後に未固溶のボライドが残存する。未固溶ボライドは鋼の靭性を低下する。したがって、ボロン含有量は０．０３０％以下である。ボロン含有量が０．０００１％以上であれば、上記効果が特に有効に得られる。
【００４６】
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、Ａｌ、Ｍｇ及びＣａから選択される１種又は２種以上を含有する。Ａｌ、Ｍｇ及びＣａは、鋼の熱間加工性を向上する。
【００４７】
ｓｏｌ．Ａｌ（酸可溶性Ａｌ）：０．１０％以下
アルミニウム（Ａｌ）、は、鋼を脱酸する。Ａｌはさらに、ＯやＳを固着して、鋼の熱間加工性を向上する。一方、Ａｌ含有量が多すぎれば、靭性が低下する。したがって、Ｓｏｌ．Ａｌの含有量は０．１０％以下である。Ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．０００１％以上であれば、上記効果が特に有効に得られる。
【００４８】
Ｍｇ：０．０１０％以下
マグネシウム（Ｍｇ）、は、Ａｌと同様に、鋼を脱酸し、鋼の熱間加工性を向上する。Ｍｇ含有量が多すぎれば、鋼の靭性が低下する。したがって、Ｍｇの含有量は０．０１０％以下である。Ｍｇ含有量が０．０００１％以上であれば、上記効果が特に有効に得られる。
【００４９】
Ｃａ：０．０１０％以下
カルシウム（Ｃａ）は、Ａｌ及びＭｇと同様に、鋼を脱酸し、鋼の熱間加工性を向上する。一方、これらの元素の含有量が多すぎれば、鋼の靭性が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０．０１０％以下である。Ｃａ含有量が０．０００１％以上含有されれば、上記効果が特に有効に得られる。
【００５０】
［製造方法］
本実施の形態による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。
上述の化学組成を有する溶鋼を高炉又は電炉溶解により製造する。製造した溶鋼を必要に応じて周知の脱ガス処理を施す。
【００５１】
次に、溶鋼を連続鋳造法により連続鋳造材にする。連続鋳造材とはたとえばスラブやブルームやビレットである。又は、溶鋼を造塊法によりインゴットにする。連続鋳造材又はインゴットを周知の方法により熱間加工して、オーステナイト系ステンレス鋼材にする。オーステナイト系ステンレス鋼材はたとえば、鋼管、鋼板、棒鋼、鍛鋼等である。
【００５２】
製造されたオーステナイト系ステンレス鋼材に対して溶体化処理を施す。溶体化処理は、周知の方法により行われる。溶体化処理の温度（溶体化温度）はたとえば、１０００〜１３００℃である。溶体化処理の時間はたとえば、０．１時間〜２時間である。
溶体化処理されたオーステナイトステンレス鋼に対して、周知の時効処理を施してもよい。また、所望の鋳型を用いて、溶鋼を鋳込むことにより、鋳鋼品が製造される。
【００５３】
以上の工程により、本実施の形態によるオーステナイト系ステンレス鋼が製造される。
【００５４】
［組織］
本実施の形態によるオーステナイト系ステンレス鋼を、７００℃以上の高温で所定時間加熱した場合、鋼中の結晶粒界にはＦｅ２Ｎｂが析出し、結晶粒内にはＮｉ３Ｎｂが析出する。
【００５５】
図２（Ａ）は、８００℃で２４０時間時効処理した、本実施の形態によるオーステナイト系ステンレス鋼（Ｂを含有せず）のＳＥＭ画像（反射電子像）である。また、図２（Ｂ）は、図２（Ａ）の模式図である。図２（Ａ）及び図２（Ｂ）を参照して、粒界１０上には、複数のＦｅ２Ｎｂ２０が生成される。Ｆｅ２Ｎｂ２０は粒界の一部を覆う。さらに、結晶粒３０内には、複数のＮｉ３ＮｂないしはＦｅ２Ｎｂ４０が生成される。
以上のとおり、本実施の形態によるオーステナイト系ステンレス鋼では、炭化物、炭窒化物及び窒化物の析出が抑えられ、Ｆｅ２Ｎｂ及びＮｉ３Ｎｂが析出される。Ｆｅ２Ｎｂにより粒界が強化され、主にＮｉ３Ｎｂにより、結晶粒の粒内が強化される。そのため、本実施の形態によるオーステナイト系ステンレス鋼では、高温での長時間クリープ強度が向上する。
【００５６】
ここで、結晶粒界の長さに対する、Ｆｅ２Ｎｂに覆われた粒界の長さの比を、粒界被覆率（％）と定義する。粒界被覆率は、以下の方法で算出される。
【００５７】
オーステナイト系ステンレス鋼の任意の場所からサンプルを採取する。採取されたサンプルから、３０μｍ２の領域を５視野観察する。観察には走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いる。図３は、観察された領域の模式図である。領域中の結晶粒界の全長Ｌを測定する。そして、Ｆｅ２Ｎｂに覆われた各粒界部分（総計ｎ個）の長さＡ１〜Ａｎを測定する。
【００５８】
得られたＬ及びＡ１〜Ａｎに基づいて、各領域（合計５つ）における粒界被覆率（％）を、以下の式（１）に基づいて求める。
【００５９】
粒界被覆率＝（Ａ１＋Ａ２＋Ａ３＋・・・＋Ａｎ）／Ｌ （１）
得られた５つの粒界被覆率の平均を、本実施の形態におけるＦｅ２Ｎｂの粒界被覆率ρ（％）と定義する。
【００６０】
７００℃以上で５００時間以上加熱した場合、鋼中のＦｅ２Ｎｂの粒界被覆率は５０％以上である。上述のとおり、炭化物、窒化物及び炭窒化物の生成を抑えることにより、多くのＦｅ２Ｎｂが結晶粒界に形成される。そのため、結晶粒界の強度が向上し、高温での長時間クリープ強度が向上する。より具体的には、７００℃における１０万時間クリープ破断強度が７５ＭＰａ以上となる。
【００６１】
Ｂが含有されれば、Ｆｅ２Ｎｂの粒界被覆率はさらに増大する。図４（Ａ）は、Ｂを含有するオーステナイト系ステンレス鋼のＳＥＭ画像（反射電子像）であり、図４（Ｂ）は、図４（Ａ）の模式図である。図４（Ａ）及び図４（Ｂ）に示すとおり、Ｂが含有されることにより、図２（Ａ）よりも多くのＦｅ２Ｎｂ２０が粒界１０上に析出する。７００℃以上で５００時間以上加熱した場合、本実施の形態によるＢを含有するオーステナイト系ステンレス鋼でのＦｅ２Ｎｂの粒界被覆率は、６０％以上である。
【００６２】
Ｆｅ２Ｎｂの粒界被覆率が高いほど、高温での長時間クリープ強度は向上する。そのため、好ましくは、本実施の形態によるオーステナイト系ステンレス鋼は、上述の範囲のＢを含有する。
【００６３】
粒界に形成されたＦｅ２Ｎｂはさらに、鋼の延性を向上する。高温での長時間クリープ強度と同様に、Ｆｅ２Ｎｂの粒界被覆率が高いほど、延性が向上する。
【実施例１】
【００６４】
表１に示す化学組成を有する複数のオーステナイト系ステンレス鋼を製造した。製造されたオーステナイト系ステンレス鋼のＦｅ２Ｎｂの粒界被覆率を調査した。
続いて、粒界被覆率と高温での長時間クリープ強度との関係を調査した。さらに、粒界被覆率と熱間加工性との関係を調べた。
【表１】
【００６５】
表１を参照して、マークＡ〜Ｃ、Ｔ１及びＴ２の鋼の化学組成は、本発明の範囲内であった。一方、マークＤ、Ｅ及びＴ３の化学組成は、本発明の範囲外であった。具体的には、マークＤ及びＥのＣ含有量は、本発明の上限を超えた。マークＴ３は、ＪＩＳ規格のＳＵＳ３４７Ｈに相当する鋼の化学組成を有した。マークＴ３のＣ含有量、Ｓｉ含有量、Ｍｎ含有量及びＰ含有量は、本発明の上限を超えた。また、マークＴ３のＮｉ含有量及びＮｂ含有量は、本発明の下限値未満であった。
【００６６】
［調査方法］
各マークの鋼を以下の方法により製造した。具体的には、各マークの鋼を高周波真空溶解炉により溶製し、円柱状のインゴットを製造した。各マークのインゴットの外径は１８０ｍｍであり、重量は５０ｋｇであった。
【００６７】
各インゴットを１１００℃で２時間均熱した。均熱されたインゴットを熱間加工し、５０ｍｍの厚さと１００ｍｍの幅とを有する板材を製造した。得られた板材を１１００℃で加熱した。加熱された板材を熱間圧延し、１５ｍｍの厚さを有する鋼板を製造した。得られた鋼板を溶体化処理した。具体的には、得られた鋼板を１２５０℃で２時間均熱した後、水冷した。以上の工程により製造された鋼板は、実質的にオーステナイト単相組織を有した。
【００６８】
溶体化処理された鋼板からサンプルを採取した。採取されたサンプルに対して、時効処理を実施した。時効温度は８００℃であり、時効時間は１２００時間であった。時効処理後のサンプルをＳＥＭ観察した。そして、上述の方法により、Ｆｅ２Ｎｂの粒界被覆率ρを求めた。また、製造された鋼板に対して、クリープ破断試験を実施した。クリープ破断試験はＪＩＳ Ｚ２２７１に基づいて実施した。試験温度は７００℃であり、荷重は１２０ＭＰａであった。
【００６９】
［調査結果］
図５は、時効処理後のマークＡ〜Ｅの鋼のＳＥＭ画像である。図５中の「ａ」は、マークＡの鋼のＳＥＭ画像である。同様に、図中「ｂ」はマークＢ、「ｃ」はマークＣ、「ｄ」はマークＤ、「ｅ」はマークＥのＳＥＭ画像である。図６は、８００℃での時効時間とＦｅ２Ｎｂの粒界被覆率との関係を示す図である。図６中の曲線ＭａｒｋＡは、マークＡの試験結果を示す。同様に、曲線ＭａｒｋＢ〜ＭａｒｋＥは、マークＢ〜マークＥの試験結果をそれぞれ示す。
【００７０】
図５及び図６を参照して、マークＡ〜Ｃの鋼の化学組成は本願発明の範囲内であった。そのため、時効時間が５００時間以上の場合の粒界被覆率が５０％以上であった。一方、マークＤ及びＥの鋼は、本発明よりも過剰なＣを含有した。そのため、時効時間が５００時間以上の場合の粒界被覆率が５０％未満であった。表１に示すとおり、マークＤのＣ含有量は０．０４２％であり、マークＥのＣ含有量は０．１１％であった。したがって、Ｃ含有量が多いほど、粒界被覆率が低下した。
なお、図示していないが、本発明よりも過剰なＣを含有したマークＴ３の時効時間５００時間以上での粒界被覆率は、２５．７％であった。
【００７１】
マークＡ〜Ｃを参照して、マークＢ及びＣの粒界被覆率は、マークＡよりも高かった。さらに、マークＣの粒界被覆率は、マークＢよりも高かった。以上より、本発明の化学組成を有する鋼の粒界被覆率は、Ｂ含有量が多いほど高かった。
【００７２】
図７は、マークＴ１及びＴ２の鋼の粒界被覆率と、クリープ速度との関係を示す図である。クリープ速度は、クリープ破断試験により得られた。図７の横軸に示す粒界被覆率は、７００℃において５００時間時効処理したとき（クリープ破断試験とは別個に試験を実施）のマークＴ１及びＴ２の粒界被覆率である。
点Ｐ２Ｔ１は、クリープ破断試験での試験時間２０００時間における、マークＴ１のクリープ速度である。点Ｐ３Ｔ１は、試験時間３０００時間における、マークＴ１のクリープ速度である。点Ｐ４Ｔ１は、試験時間４０００時間における、マークＴ１のクリープ速度である。
同様に、点Ｐ２Ｔ２は、試験時間２０００時間における、マークＴ２のクリープ速度である。点Ｐ３Ｔ２は、試験時間３０００時間における、マークＴ２のクリープ速度である。点Ｐ４Ｔ２は、試験時間４０００時間における、マークＴ２のクリープ速度である。
マークＴ１の粒界被覆率は５５％であった。そのため、図７では、粒界被覆率＝５５％上に、点Ｐ２Ｔ１、点Ｐ３Ｔ１及び点Ｐ４Ｔ１をプロットした。また、マークＴ２の粒界被覆率は７５％であった。そのため、図７では、粒界被覆率＝７５％上に、点Ｐ２Ｔ２、点Ｐ３Ｔ２及び点Ｐ４Ｔ２をプロットした。
【００７３】
上述のとおり、マークＴ１及びＴ２の鋼の粒界被覆率は、いずれも５０％以上であった。さらに、マークＴ２の粒界被覆率は、マークＴ１よりも高かった。マークＴ２はマークＴ１よりもＢ含有量が高かったためと考えられる。
また、図７を参照して、試験時間が２０００時間、３０００時間、４０００時間いずれの場合も、マークＴ２のクリープ速度は、マークＴ１よりも低かった。つまり、マークＴ２は、マークＴ１よりも高いクリープ抵抗を有した。
【００７４】
図８は、マークＴ１〜Ｔ３の応力−クリープ破断時間線図である。図中の線分ＣＴ１は、マークＴ１の試験結果である。線分ＣＴ２は、マークＴ２の試験結果であり、線分ＣＴ３は、マークＴ３の試験結果である。図８を参照して、線分ＣＴ１及びＣＴ２は、線分ＣＴ３よりも高かった。したがって、試験時間が１０万時間におけるマークＴ１及びＴ２のクリープ破断強度は、マークＴ３よりも高かった。さらに、線分ＣＴ２は線分ＣＴ１よりも高かった。したがって、図７及び図８から、マークＴ２のクリープ破断強度は、マークＴ１よりも高いことが分かった。
【００７５】
図９は、マークＴ１及びＴ２のクリープ破断試験における破断伸び及び破断絞りを示す図である。図９を参照して、マークＴ２の破断伸び及び破断絞りはいずれも、マークＴ１よりも高かった。つまり、マークＴ２は、マークＴ１よりも優れた延性を有した。
【００７６】
図５〜図９に基づいて、以下の結果が導き出された。オーステナイト系ステンレス鋼では、Ｃ含有量が少なければ、Ｆｅ２Ｎｂの粒界被覆率が高くなった（図５及び図６参照）。そして、本発明の範囲内であれば、７００℃以上で５００時間加熱したときの粒界被覆率は５０％以上であった（図６参照）。さらに、Ｂ含有量が多いほど、粒界被覆率が高くなった（図６及び図７参照）。さらに、粒界被覆率が高いほど、高温における長時間クリープ強度が高くなった（図６〜図８参照）。そして、粒界被覆率が５０％以上であれば、７００℃での１０万時間クリープ強度は、従来のオーステナイト系ステンレス鋼よりも高くなった（図８参照）。具体的には、本発明のオーステナイトステンレス鋼（マークＴ１及びＴ２）の１０万時間クリープ破断強度は７５ＭＰａ以上となった。
【００７７】
さらに、本発明の範囲内の化学組成を有する鋼において、Ｂ含有量が多いほど、優れた延性が得られた（図９参照）。
【実施例２】
【００７８】
本発明の化学組成を有する鋼を用いて、熱間加工性に対するＡｌ及びＣａの影響を調査した。
【００７９】
表２に示すマークＴ１０〜Ｔ１２の鋼を準備した。
【表２】
【００８０】
表２を参照して、マークＴ１０〜Ｔ１２の化学組成はいずれも、本発明の範囲内であった。マークＴ１０はＡｌ及びＣａを含有しなかった。マークＴ１１は、Ａｌを０．０４％含有した。また、マークＴ１２は、Ｃａを０．０００９％含有した。
【００８１】
［調査方法］
マークＴ１０〜Ｔ１２の鋼を高周波真空溶解炉により溶製し、インゴットを製造した。各マークのインゴットの形状は以下のとおりであった。インゴットのボトムの外径は１４０ｍｍであり、インゴットのトップの外径は１８０ｍｍであった。高さは４４０ｍｍであった。
各インゴットを１１００℃で２時間均熱した。均熱されたインゴットを熱間鍛造し、
外径１００ｍｍの丸棒を製造した。
製造された丸棒の表面を目視により観察した。そして、目視により確認できた割れの周方向の長さを測定した。各マークにおいて、観察された割れの総長さを求めた。
【００８２】
［調査結果］
図１０は、マークＴ１０〜Ｔ１２の割れ総長さ（ｍｍ）を示す図である。図１０を参照して、マークＴ１１及びＴ１２の割れ総長さは、マークＴ１０よりも顕著に少なかった。マークＴ１１及びＴ１２は、Ａｌ又はＣａを含有するため、マークＴ１０よりも熱間加工性が優れていた。
【００８３】
以上、本発明の実施の形態を説明したが、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。よって、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形して実施することが可能である。
【符号の説明】
【００８４】
１０ 粒界
２０ Ｆｅ２Ｎｂ型Ｌａｖｅｓ相
３０ 結晶粒
４０ Ｎｉ３ＮｂないしはＦｅ２Ｎｂ
【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し、さらに詳しくは、高温圧力容器や、ボイラ、発電用タービンのブレード、化学工業プラントの設備等に利用されるオーステナイト系ステンレス鋼に関する。
【背景技術】
【０００２】
化学工業プラントの設備や高温圧力容器、ボイラ、発電用タービン等は、高温及び高圧の流体を扱う。これらの設備の構成部材は、耐熱鋼材が利用される。耐熱鋼材はたとえば、鋼管、鋼板、棒鋼、鍛鋼品、鋳鋼品等である。
【０００３】
耐熱鋼材として、従来、１８−８系オーステナイトステンレス鋼が利用されている。１８−８系オーステナイトステンレス鋼はたとえば、ＪＩＳ規格におけるＳＵＳ３０４Ｈ、ＳＵＳ３１６Ｈ、ＳＵＳ３２１Ｈ及びＳＵＳ３４７Ｈである。
【０００４】
化学工業プラント設備や高温圧力容器、ボイラ、タービン用の耐熱鋼材は、高温強度の改善が求められ、特に、７００℃以上の高温におけるクリープ強度の向上が求められる。
【０００５】
特開昭６２−１３３０４８号公報（特許文献１）、特開平７−１３８７０８号公報（特許文献２）、特開平８−１３１０２号公報（特許文献３）、特開２００４−３２３９３７号公報（特許文献４）及び特開２００４−３２３９３７号公報（特許文献５）は、高温強度の改善を目的としたオーステナイト系ステンレス鋼を開示する。これらの文献に開示されたオーステナイト系ステンレス鋼は、Ｎｂと、Ｃと、Ｎとを含有する。これらの元素は、炭化物、窒化物及び炭窒化物を形成し、鋼の高温強度を向上する。これらの文献に開示されたオーステナイト系ステンレス鋼はさらに、Ｃｕを含有する。高温において、Ｃｕはオーステナイト母相に析出し、鋼の高温強度を向上する。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開昭６２−１３３０４８号公報
【特許文献２】特開平７−１３８７０８号公報
【特許文献３】特開平８−１３１０２号公報
【特許文献４】特開２００４−３２３９３７号公報
【特許文献５】特開２００４−３０００号公報
【特許文献６】特開２００５−２９２９号公報
【非特許文献】
【０００７】
【非特許文献１】高田尚記、松尾孝、竹山雅夫、「Ｆｅ２Ｎｂ Ｌａｖｅｓ相の構造とそのオーステナイト系耐熱鋼の強化相としての役割」、日本学術振興会耐熱金属材料第１２３委員会研究報告Ｖｏｌ．５０ Ｎｏ．３（２００９）、ｐ．３８９〜４００
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
最近では、火力発電プラントの発電効率を向上するため、高温におけるクリープ強度がさらに改善された耐熱鋼材が求められる。
【０００９】
本発明の目的は、高温におけるクリープ強度に優れた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及び発明の効果】
【００１０】
本発明によるオーステナイト系ステンレス鋼は、質量％で、Ｃｒ：１７〜１９％、Ｎｉ：３０〜３２％、Ｎｂ：３．０〜３．６％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる。
【００１１】
上述のオーステナイト系ステンレス鋼は、７００℃以上の高温において、優れたクリープ強度を有する。
【００１２】
また、上記オーステナイト系ステンレス鋼において、上記不純物としてのＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎのうちの１種又は２種以上を、質量％で、Ｃ：０．０１％未満、Ｓｉ：０．１％未満、Ｍｎ：０．１％未満、Ｐ：０．０１０％未満、Ｓ：０．００３％未満、Ｍｏ：０．０１％未満、Ｗ：０．０１％未満、及びＮ：０．０１％未満で含有してもよい。
【００１３】
また、上記オーステナイト系ステンレス鋼は、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｂ：０．０００１〜０．００３０％を含有してもよい。
【００１４】
また、上記オーステナイト系ステンレス鋼は、Ｆｅの一部に代えて、質量％でＡｌ：０．００１〜０．１０％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０１０％、及び、Ｃａ：０．０００１〜０．０１０％から選択された１種又は２種以上を含有してもよい。
【図面の簡単な説明】
【００１５】
【図１】オーステナイトステンレス鋼の化学成分において、Ｎｂ含有量と、Ｆｅ２Ｎｂ及びＮｉ３Ｎｂの析出量との関係を示す図である。
【図２】（Ａ）は本実施の形態によるオーステナイト系ステンレス鋼のＳＥＭ画像であり、（Ｂ）は、その模式図である。
【図３】Ｆｅ２Ｎｂの粒界被覆率を説明するための模式図である。
【図４】（Ａ）は、ボロンが含有された本実施の形態によるオーステナイト系ステンレス鋼のＳＥＭ画像であり、（Ｂ）は、その模式図である。
【図５】実施例において製造された複数のオーステナイト系ステンレス鋼のＳＥＭ画像である。
【図６】図５に示した複数のオーステナイト系ステンレス鋼の時効時間と、Ｆｅ２Ｎｂの粒界被覆率を示す図である。
【図７】実施例におけるオーステナイト系ステンレス鋼の、Ｆｅ２Ｎｂの粒界被覆率とクリープ速度との関係を示す図である。
【図８】実施例におけるオーステナイト系ステンレス鋼の、７００℃における応力−クリープ破断時間線図である。
【図９】クリープ試験により得られた、オーステナイト系ステンレス鋼の破断伸び及び破断絞りを示す図である。
【図１０】実施例におけるオーステナイトステンレス鋼の、熱間加工後の割れ長さを示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００１６】
以下、図面を参照し、本発明の実施の形態を詳しく説明する。図中同一又は相当部分には同一符号を付してその説明は繰り返さない。また、以下の説明において、元素に関する％は質量％を意味する。
【００１７】
本発明者らは、研究の結果、以下の知見を得た。
【００１８】
（Ａ）耐熱鋼材に用いられる従来のオーステナイト系ステンレス鋼は、炭化物や、ＮｂＣｒＮ複合窒化物に代表される窒化物や、炭窒化物により、クリープ強度を向上する。しかしながら、炭化物、窒化物及び炭窒化物は、高温での長時間クリープ強度を改善しにくい。より具体的には、炭化物、窒化物及び炭窒化物は、７００℃以上における１０万時間クリープ破断強度の向上に寄与しにくい。
【００１９】
（Ｂ）従来の耐熱鋼材用オーステナイト系ステンレス鋼はさらに、整合析出されたＣｕ相により強度を向上する。Ｃｕ相は、短時間の高温強度を改善できる。しかしながら、高温での長時間クリープ強度の向上には寄与しにくい。
【００２０】
（Ｃ）従来のオーステナイト系ステンレス鋼では、主として、Ｆｅ２Ｗ型Ｌａｖｅｓ相が析出する。Ｆｅ２Ｗは、高温での短時間クリープ強度を向上する。しかしながら、高温で長時間加熱されると、Ｆｅ２Ｗは凝集粗大化する。そのため、Ｆｅ２Ｗは、高温での長時間クリープ強度の向上に寄与しにくい。
【００２１】
（Ｄ）炭化物、窒化物及び炭窒化物の代わりに、Ｎｉ３Ｎｂと、Ｆｅ２Ｎｂ型Ｌａｖｅｓ相とが鋼中に析出すれば、高温での長時間クリープ強度が改善される。より具体的には、Ｎｉ３Ｎｂは、結晶粒の粒内に析出して、粒内の強度を向上する。一方、Ｆｅ２Ｎｂは、粒界に析出して、粒界の強度を向上する。
【００２２】
（Ｅ）Ａｌ、Ｍｇ、Ｃａは、オーステナイト系ステンレス鋼の熱間加工性を改善する。
【００２３】
本実施の形態によるオーステナイト系ステンレス鋼は、以上の知見に基づく。以下、本実施の形態によるオーステナイト系ステンレス鋼の詳細を説明する。
【００２４】
［化学組成］
本実施の形態によるオーステナイト系ステンレス鋼は、以下の化学組成を有する。
【００２５】
Ｃｒ：１７〜１９％
クロム（Ｃｒ）は、鋼の耐酸化性と、耐水蒸気酸化性と、耐高温腐食性とを向上する。Ｃｒ含有量が少なすぎれば、７００℃以上の高温域において、有効な耐酸化性及び耐高温腐食性が得られない。一方、Ｃｒ含有量が多すぎれば、延性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は１７〜１９％である。
【００２６】
Ｎｉ：３０〜３２％
ニッケル（Ｎｉ）は、オーステナイト相を安定化する。つまり、Ｎｉはオーステナイト生成元素である。一方、Ｃｒ及びＮｂは、フェライト生成元素である。オーステナイト相が安定するように、Ｎｉ含有量は、Ｃｒ含有量及びＮｂ含有量に対応して規定される。
さらに、Ｎｉ３Ｎｂ及びＦｅ２Ｎｂの析出量は、Ｎｉ含有量と関係する。Ｎｉ含有量が少なすぎれば、Ｎｉ３Ｎｂの析出量は少ない。一方、Ｎｉ含有量が多すぎれば、Ｎｉ３Ｎｂの析出量が過剰に多くなるため、Ｆｅ２Ｎｂの析出量が減少する。Ｆｅ２Ｎｂの析出量が減少すれば、高温での長時間クリープ強度が低下する。したがって、Ｎｉ含有量は３０〜３２％である。
【００２７】
Ｎｂ：３．０〜３．６％
ニオブ（Ｎｂ）は、Ｎｉと結合してＮｉ３Ｎｂを形成する。ニオブはさらに、Ｆｅと結合してＦｅ２Ｎｂを形成する。これらの金属間化合物（Ｎｉ３Ｎｂ及びＦｅ２Ｎｂ）は、Ｎｂ含有量に依存する。
上述のとおり、Ｎｉ３Ｎｂは結晶粒の粒内に析出して粒内を強化し、Ｆｅ２Ｎｂは粒界に優先的に析出して粒界を強化する。したがって、７００℃以上の高温域において、結晶粒内及び結晶粒界を強化するには、高温域において、鋼中にＮｉ３Ｎｂが析出しているとともに、Ｆｅ２Ｎｂが析出しているのが好ましい。より好ましくは、７００℃以上の高温域において、Ｆｅ２Ｎｂの析出量が、Ｎｉ３Ｎｂの析出量と略同等以上であるのが好ましい。
【００２８】
Ｎｂ含有量が３．０％以上であれば、７００℃以上の温度域において、Ｆｅ２Ｎｂの析出量がＮｉ３Ｎｂの析出量と略同等以上になる。
【００２９】
図１は、本実施の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うち、Ｎｂ含有量を変化した場合の７００℃におけるＮｉ３ＮｂとＦｅ２Ｎｂの析出量を示す図である。図１を参照して、横軸は、Ｎｂ含有量（質量％）である。縦軸は、Ｎｉ３Ｎｂ及びＦｅ２Ｎｂの析出量（体積％）を示す。図中の実線Ｌ１はＦｅ２Ｎｂの析出量を示す。図中の実線Ｌ２は、Ｎｉ３Ｎｂの析出量を示す。
【００３０】
図１を参照して、Ｎｉ３Ｎｂ（実線Ｌ２）は、Ｎｂ含有量が０％から増加するに従い、急速に増加する。しかしながら、Ｎｂ含有量が１．５％を超えると、Ｎｂ含有量が増加しても、Ｎｉ３Ｎｂはそれほど析出しない。一方、Ｆｅ２Ｎｂ（実線Ｌ１）は、Ｎｂ含有量が１．５％を超えるまでは析出しない。そして、Ｎｂ含有量が１．５％を超えると、Ｎｂ含有量の増加に伴い、Ｆｅ２Ｎｂの析出量も増加する。
【００３１】
Ｎｂ含有量が３．０％以上であれば、Ｆｅ２Ｎｂ及びＮｉ３Ｎｂの析出量の総和に対するＦｅ２Ｎｂの析出量（以下、Ｆｅ２Ｎｂの相分率という）が、４５％以上となる。つまり、Ｆｅ２Ｎｂの析出量がＮｉ３Ｎｂの析出量と略同等以上となる。
【００３２】
一方、Ｎｂが過剰に含有されれば、溶体化処理後の未固溶析出物が増加し、鋼の靭性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は３．０〜３．６％である。なお、Ｎｂ含有量が３．０〜３．６％であれば、図１に示すとおり、Ｆｅ２Ｎｂの相分率は４５〜６０％となり、Ｆｅ２Ｎｂの析出量は、Ｎｉ３Ｎｂの析出量と略同等になる。
【００３３】
残部はＦｅ及び不純物である。不純物は、ステンレス鋼を工業的に製造する際に、鉱石あるいはスクラップ等のような原料を始めとして、製造工程の種々の要因によって鋼に混入される。
【００３４】
本実施の形態によるオーステナイトステンレス鋼は、不純物としての複数の元素（Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎ）のうちの１種又は２種以上を含有してもよい。しかしながら、不純物の含有量は少ない方が好ましい。したがって、上述の不純物の含有量は、以下のとおり制限されるのが好ましい。
【００３５】
Ｃ：０．０１％未満
本実施の形態において、炭素（Ｃ）は不純物である。ＣはＮｉやＮｂ、Ｃｒと結合して炭化物を形成する。鋼が高温で長時間加熱されると、炭化物は凝集粗大化する。粗大化した炭化物により、結晶粒内及び粒界の強度が低下する。
Ｃはさらに、ＮｉやＮｂと結合することにより、Ｎｉ３Ｎｂ及びＦｅ２Ｎｂの生成を阻害する。特に、Ｃ含有量が多ければ、Ｆｅ２Ｎｂの生成が阻害され、結晶粒界の高温強度が低下する。
【００３６】
以上より、Ｃは、高温での長時間クリープ強度を低下する。そのため、本実施の形態におけるオーステナイト系ステンレス鋼において、Ｃ含有量は少ない方が好ましい。Ｃ含有量は０．０１％未満である。好ましいＣ含有量は０．００５％未満である。
【００３７】
Ｓｉ：０．１％未満
本実施の形態において、Ｓｉは不純物である。Ｓｉは、Ｎｉと結合してシリサイドを形成する。シリサイドは非常に脆い金属間化合物である。そのため、シリサイドは鋼を脆化する。したがって、本実施の形態におけるオーステナイト系ステンレス鋼では、Ｓｉ含有量は少ない方が好ましい。Ｓｉ含有量は０．１％未満である。好ましいＳｉ含有量は０．０５％未満である。
【００３８】
Ｍｎ：０．１％未満
本実施の形態において、マンガン（Ｍｎ）は不純物である。Ｍｎはσ相の生成を促進する。σ相は脆い金属間化合物であるため、鋼を脆化する。したがって、本実施の形態におけるオーステナイト系ステンレス鋼では、Ｍｎ含有量は少ない方が好ましい。Ｍｎ含有量は、０．１％未満である。好ましいＭｎ含有量は０．０５％未満である。
【００３９】
Ｐ：０．０１％未満
リン（Ｐ）は不純物である。Ｐは熱間加工性及び延性を低下する。したがって、Ｐ含有量は少ない方が好ましい。Ｐ含有量は０．０１％未満である。
【００４０】
Ｓ：０．００３％未満
硫黄（Ｓ）は不純物である。Ｓは熱間加工性を低下する。したがって、Ｓ含有量は少ない方が好ましい。Ｓ含有量は０．００３％未満である。
【００４１】
Ｍｏ：０．０１％未満
本実施の形態において、モリブデン（Ｍｏ）は、不純物である。Ｍｏは、Ｆｅ２Ｍｏ型Ｌａｖｅｓ相を形成し、Ｆｅ２Ｎｂの生成を阻害する。したがって、本実施の形態におけるオーステナイト系ステンレス鋼において、Ｍｏ含有量は少ない方が好ましい。Ｍｏ含有量は０．０１％未満である。
【００４２】
Ｗ：０．０１％未満
本実施の形態において、タングステン（Ｗ）は、不純物である。上述のとおり、ＷはＦｅ２Ｗ型Ｌａｖｅｓ相を形成する。鋼を高温で長時間加熱した場合、Ｆｅ２Ｗは粗大化し、クリープ強度を低下する。Ｗはさらに、Ｆｅ２Ｎｂの生成を阻害する。したがって、本実施の形態におけるオーステナイト系ステンレス鋼において、Ｗ含有量は少ない方が好ましい。Ｗ含有量は０．０１％未満である。
【００４３】
Ｎ：０．０１％未満
窒素（Ｎ）は、Ｎｂと結合してＮｂ窒化物を形成する。鋼を高温で長時間加熱したとき、窒化物は、凝集粗大化する。粗大化した窒化物は鋼のクリープ強度を低下する。Ｎはさらに、Ｎｂと結合するため、Ｎｉ３Ｎｂ及びＦｅ２Ｎｂの生成を阻害する。したがって、本実施の形態におけるオーステナイト系ステンレス鋼において、Ｎ含有量は少ない方が好ましい。Ｎ含有量は、０．０１％未満であり、さらに好ましくは、０．００５％未満である。
他の不純物として酸素（Ｏ）がある。Ｏは、熱間加工性を低下する。したがって、Ｏ含有量はなるべく少ない方が好ましい。
【００４４】
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、Ｂを含有してもよい。
【００４５】
Ｂ：０．０３０％以下
ボロン（Ｂ）は、粒界へのＦｅ２Ｎｂの生成を促進し、Ｆｅ２Ｎｂの析出量を増加する。そのため、Ｂは、高温での長時間クリープ強度を向上する。一方、ボロン含有量が多すぎれば、鋼の靭性が低下する。ボロンが過剰に含有されると、製造工程中に生成されるボライドの溶体化温度が上がる。そのため、溶体化処理後に未固溶のボライドが残存する。未固溶ボライドは鋼の靭性を低下する。したがって、ボロン含有量は０．０３０％以下である。ボロン含有量が０．０００１％以上であれば、上記効果が特に有効に得られる。
【００４６】
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、Ａｌ、Ｍｇ及びＣａから選択される１種又は２種以上を含有する。Ａｌ、Ｍｇ及びＣａは、鋼の熱間加工性を向上する。
【００４７】
ｓｏｌ．Ａｌ（酸可溶性Ａｌ）：０．１０％以下
アルミニウム（Ａｌ）、は、鋼を脱酸する。Ａｌはさらに、ＯやＳを固着して、鋼の熱間加工性を向上する。一方、Ａｌ含有量が多すぎれば、靭性が低下する。したがって、Ｓｏｌ．Ａｌの含有量は０．１０％以下である。Ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．０００１％以上であれば、上記効果が特に有効に得られる。
【００４８】
Ｍｇ：０．０１０％以下
マグネシウム（Ｍｇ）、は、Ａｌと同様に、鋼を脱酸し、鋼の熱間加工性を向上する。Ｍｇ含有量が多すぎれば、鋼の靭性が低下する。したがって、Ｍｇの含有量は０．０１０％以下である。Ｍｇ含有量が０．０００１％以上であれば、上記効果が特に有効に得られる。
【００４９】
Ｃａ：０．０１０％以下
カルシウム（Ｃａ）は、Ａｌ及びＭｇと同様に、鋼を脱酸し、鋼の熱間加工性を向上する。一方、これらの元素の含有量が多すぎれば、鋼の靭性が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０．０１０％以下である。Ｃａ含有量が０．０００１％以上含有されれば、上記効果が特に有効に得られる。
【００５０】
［製造方法］
本実施の形態による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。
上述の化学組成を有する溶鋼を高炉又は電炉溶解により製造する。製造した溶鋼を必要に応じて周知の脱ガス処理を施す。
【００５１】
次に、溶鋼を連続鋳造法により連続鋳造材にする。連続鋳造材とはたとえばスラブやブルームやビレットである。又は、溶鋼を造塊法によりインゴットにする。連続鋳造材又はインゴットを周知の方法により熱間加工して、オーステナイト系ステンレス鋼材にする。オーステナイト系ステンレス鋼材はたとえば、鋼管、鋼板、棒鋼、鍛鋼等である。
【００５２】
製造されたオーステナイト系ステンレス鋼材に対して溶体化処理を施す。溶体化処理は、周知の方法により行われる。溶体化処理の温度（溶体化温度）はたとえば、１０００〜１３００℃である。溶体化処理の時間はたとえば、０．１時間〜２時間である。
溶体化処理されたオーステナイトステンレス鋼に対して、周知の時効処理を施してもよい。また、所望の鋳型を用いて、溶鋼を鋳込むことにより、鋳鋼品が製造される。
【００５３】
以上の工程により、本実施の形態によるオーステナイト系ステンレス鋼が製造される。
【００５４】
［組織］
本実施の形態によるオーステナイト系ステンレス鋼を、７００℃以上の高温で所定時間加熱した場合、鋼中の結晶粒界にはＦｅ２Ｎｂが析出し、結晶粒内にはＮｉ３Ｎｂが析出する。
【００５５】
図２（Ａ）は、８００℃で２４０時間時効処理した、本実施の形態によるオーステナイト系ステンレス鋼（Ｂを含有せず）のＳＥＭ画像（反射電子像）である。また、図２（Ｂ）は、図２（Ａ）の模式図である。図２（Ａ）及び図２（Ｂ）を参照して、粒界１０上には、複数のＦｅ２Ｎｂ２０が生成される。Ｆｅ２Ｎｂ２０は粒界の一部を覆う。さらに、結晶粒３０内には、複数のＮｉ３ＮｂないしはＦｅ２Ｎｂ４０が生成される。
以上のとおり、本実施の形態によるオーステナイト系ステンレス鋼では、炭化物、炭窒化物及び窒化物の析出が抑えられ、Ｆｅ２Ｎｂ及びＮｉ３Ｎｂが析出される。Ｆｅ２Ｎｂにより粒界が強化され、主にＮｉ３Ｎｂにより、結晶粒の粒内が強化される。そのため、本実施の形態によるオーステナイト系ステンレス鋼では、高温での長時間クリープ強度が向上する。
【００５６】
ここで、結晶粒界の長さに対する、Ｆｅ２Ｎｂに覆われた粒界の長さの比を、粒界被覆率（％）と定義する。粒界被覆率は、以下の方法で算出される。
【００５７】
オーステナイト系ステンレス鋼の任意の場所からサンプルを採取する。採取されたサンプルから、３０μｍ２の領域を５視野観察する。観察には走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いる。図３は、観察された領域の模式図である。領域中の結晶粒界の全長Ｌを測定する。そして、Ｆｅ２Ｎｂに覆われた各粒界部分（総計ｎ個）の長さＡ１〜Ａｎを測定する。
【００５８】
得られたＬ及びＡ１〜Ａｎに基づいて、各領域（合計５つ）における粒界被覆率（％）を、以下の式（１）に基づいて求める。
【００５９】
粒界被覆率＝（Ａ１＋Ａ２＋Ａ３＋・・・＋Ａｎ）／Ｌ （１）
得られた５つの粒界被覆率の平均を、本実施の形態におけるＦｅ２Ｎｂの粒界被覆率ρ（％）と定義する。
【００６０】
７００℃以上で５００時間以上加熱した場合、鋼中のＦｅ２Ｎｂの粒界被覆率は５０％以上である。上述のとおり、炭化物、窒化物及び炭窒化物の生成を抑えることにより、多くのＦｅ２Ｎｂが結晶粒界に形成される。そのため、結晶粒界の強度が向上し、高温での長時間クリープ強度が向上する。より具体的には、７００℃における１０万時間クリープ破断強度が７５ＭＰａ以上となる。
【００６１】
Ｂが含有されれば、Ｆｅ２Ｎｂの粒界被覆率はさらに増大する。図４（Ａ）は、Ｂを含有するオーステナイト系ステンレス鋼のＳＥＭ画像（反射電子像）であり、図４（Ｂ）は、図４（Ａ）の模式図である。図４（Ａ）及び図４（Ｂ）に示すとおり、Ｂが含有されることにより、図２（Ａ）よりも多くのＦｅ２Ｎｂ２０が粒界１０上に析出する。７００℃以上で５００時間以上加熱した場合、本実施の形態によるＢを含有するオーステナイト系ステンレス鋼でのＦｅ２Ｎｂの粒界被覆率は、６０％以上である。
【００６２】
Ｆｅ２Ｎｂの粒界被覆率が高いほど、高温での長時間クリープ強度は向上する。そのため、好ましくは、本実施の形態によるオーステナイト系ステンレス鋼は、上述の範囲のＢを含有する。
【００６３】
粒界に形成されたＦｅ２Ｎｂはさらに、鋼の延性を向上する。高温での長時間クリープ強度と同様に、Ｆｅ２Ｎｂの粒界被覆率が高いほど、延性が向上する。
【実施例１】
【００６４】
表１に示す化学組成を有する複数のオーステナイト系ステンレス鋼を製造した。製造されたオーステナイト系ステンレス鋼のＦｅ２Ｎｂの粒界被覆率を調査した。
続いて、粒界被覆率と高温での長時間クリープ強度との関係を調査した。さらに、粒界被覆率と熱間加工性との関係を調べた。
【表１】
【００６５】
表１を参照して、マークＡ〜Ｃ、Ｔ１及びＴ２の鋼の化学組成は、本発明の範囲内であった。一方、マークＤ、Ｅ及びＴ３の化学組成は、本発明の範囲外であった。具体的には、マークＤ及びＥのＣ含有量は、本発明の上限を超えた。マークＴ３は、ＪＩＳ規格のＳＵＳ３４７Ｈに相当する鋼の化学組成を有した。マークＴ３のＣ含有量、Ｓｉ含有量、Ｍｎ含有量及びＰ含有量は、本発明の上限を超えた。また、マークＴ３のＮｉ含有量及びＮｂ含有量は、本発明の下限値未満であった。
【００６６】
［調査方法］
各マークの鋼を以下の方法により製造した。具体的には、各マークの鋼を高周波真空溶解炉により溶製し、円柱状のインゴットを製造した。各マークのインゴットの外径は１８０ｍｍであり、重量は５０ｋｇであった。
【００６７】
各インゴットを１１００℃で２時間均熱した。均熱されたインゴットを熱間加工し、５０ｍｍの厚さと１００ｍｍの幅とを有する板材を製造した。得られた板材を１１００℃で加熱した。加熱された板材を熱間圧延し、１５ｍｍの厚さを有する鋼板を製造した。得られた鋼板を溶体化処理した。具体的には、得られた鋼板を１２５０℃で２時間均熱した後、水冷した。以上の工程により製造された鋼板は、実質的にオーステナイト単相組織を有した。
【００６８】
溶体化処理された鋼板からサンプルを採取した。採取されたサンプルに対して、時効処理を実施した。時効温度は８００℃であり、時効時間は１２００時間であった。時効処理後のサンプルをＳＥＭ観察した。そして、上述の方法により、Ｆｅ２Ｎｂの粒界被覆率ρを求めた。また、製造された鋼板に対して、クリープ破断試験を実施した。クリープ破断試験はＪＩＳ Ｚ２２７１に基づいて実施した。試験温度は７００℃であり、荷重は１２０ＭＰａであった。
【００６９】
［調査結果］
図５は、時効処理後のマークＡ〜Ｅの鋼のＳＥＭ画像である。図５中の「ａ」は、マークＡの鋼のＳＥＭ画像である。同様に、図中「ｂ」はマークＢ、「ｃ」はマークＣ、「ｄ」はマークＤ、「ｅ」はマークＥのＳＥＭ画像である。図６は、８００℃での時効時間とＦｅ２Ｎｂの粒界被覆率との関係を示す図である。図６中の曲線ＭａｒｋＡは、マークＡの試験結果を示す。同様に、曲線ＭａｒｋＢ〜ＭａｒｋＥは、マークＢ〜マークＥの試験結果をそれぞれ示す。
【００７０】
図５及び図６を参照して、マークＡ〜Ｃの鋼の化学組成は本願発明の範囲内であった。そのため、時効時間が５００時間以上の場合の粒界被覆率が５０％以上であった。一方、マークＤ及びＥの鋼は、本発明よりも過剰なＣを含有した。そのため、時効時間が５００時間以上の場合の粒界被覆率が５０％未満であった。表１に示すとおり、マークＤのＣ含有量は０．０４２％であり、マークＥのＣ含有量は０．１１％であった。したがって、Ｃ含有量が多いほど、粒界被覆率が低下した。
なお、図示していないが、本発明よりも過剰なＣを含有したマークＴ３の時効時間５００時間以上での粒界被覆率は、２５．７％であった。
【００７１】
マークＡ〜Ｃを参照して、マークＢ及びＣの粒界被覆率は、マークＡよりも高かった。さらに、マークＣの粒界被覆率は、マークＢよりも高かった。以上より、本発明の化学組成を有する鋼の粒界被覆率は、Ｂ含有量が多いほど高かった。
【００７２】
図７は、マークＴ１及びＴ２の鋼の粒界被覆率と、クリープ速度との関係を示す図である。クリープ速度は、クリープ破断試験により得られた。図７の横軸に示す粒界被覆率は、７００℃において５００時間時効処理したとき（クリープ破断試験とは別個に試験を実施）のマークＴ１及びＴ２の粒界被覆率である。
点Ｐ２Ｔ１は、クリープ破断試験での試験時間２０００時間における、マークＴ１のクリープ速度である。点Ｐ３Ｔ１は、試験時間３０００時間における、マークＴ１のクリープ速度である。点Ｐ４Ｔ１は、試験時間４０００時間における、マークＴ１のクリープ速度である。
同様に、点Ｐ２Ｔ２は、試験時間２０００時間における、マークＴ２のクリープ速度である。点Ｐ３Ｔ２は、試験時間３０００時間における、マークＴ２のクリープ速度である。点Ｐ４Ｔ２は、試験時間４０００時間における、マークＴ２のクリープ速度である。
マークＴ１の粒界被覆率は５５％であった。そのため、図７では、粒界被覆率＝５５％上に、点Ｐ２Ｔ１、点Ｐ３Ｔ１及び点Ｐ４Ｔ１をプロットした。また、マークＴ２の粒界被覆率は７５％であった。そのため、図７では、粒界被覆率＝７５％上に、点Ｐ２Ｔ２、点Ｐ３Ｔ２及び点Ｐ４Ｔ２をプロットした。
【００７３】
上述のとおり、マークＴ１及びＴ２の鋼の粒界被覆率は、いずれも５０％以上であった。さらに、マークＴ２の粒界被覆率は、マークＴ１よりも高かった。マークＴ２はマークＴ１よりもＢ含有量が高かったためと考えられる。
また、図７を参照して、試験時間が２０００時間、３０００時間、４０００時間いずれの場合も、マークＴ２のクリープ速度は、マークＴ１よりも低かった。つまり、マークＴ２は、マークＴ１よりも高いクリープ抵抗を有した。
【００７４】
図８は、マークＴ１〜Ｔ３の応力−クリープ破断時間線図である。図中の線分ＣＴ１は、マークＴ１の試験結果である。線分ＣＴ２は、マークＴ２の試験結果であり、線分ＣＴ３は、マークＴ３の試験結果である。図８を参照して、線分ＣＴ１及びＣＴ２は、線分ＣＴ３よりも高かった。したがって、試験時間が１０万時間におけるマークＴ１及びＴ２のクリープ破断強度は、マークＴ３よりも高かった。さらに、線分ＣＴ２は線分ＣＴ１よりも高かった。したがって、図７及び図８から、マークＴ２のクリープ破断強度は、マークＴ１よりも高いことが分かった。
【００７５】
図９は、マークＴ１及びＴ２のクリープ破断試験における破断伸び及び破断絞りを示す図である。図９を参照して、マークＴ２の破断伸び及び破断絞りはいずれも、マークＴ１よりも高かった。つまり、マークＴ２は、マークＴ１よりも優れた延性を有した。
【００７６】
図５〜図９に基づいて、以下の結果が導き出された。オーステナイト系ステンレス鋼では、Ｃ含有量が少なければ、Ｆｅ２Ｎｂの粒界被覆率が高くなった（図５及び図６参照）。そして、本発明の範囲内であれば、７００℃以上で５００時間加熱したときの粒界被覆率は５０％以上であった（図６参照）。さらに、Ｂ含有量が多いほど、粒界被覆率が高くなった（図６及び図７参照）。さらに、粒界被覆率が高いほど、高温における長時間クリープ強度が高くなった（図６〜図８参照）。そして、粒界被覆率が５０％以上であれば、７００℃での１０万時間クリープ強度は、従来のオーステナイト系ステンレス鋼よりも高くなった（図８参照）。具体的には、本発明のオーステナイトステンレス鋼（マークＴ１及びＴ２）の１０万時間クリープ破断強度は７５ＭＰａ以上となった。
【００７７】
さらに、本発明の範囲内の化学組成を有する鋼において、Ｂ含有量が多いほど、優れた延性が得られた（図９参照）。
【実施例２】
【００７８】
本発明の化学組成を有する鋼を用いて、熱間加工性に対するＡｌ及びＣａの影響を調査した。
【００７９】
表２に示すマークＴ１０〜Ｔ１２の鋼を準備した。
【表２】
【００８０】
表２を参照して、マークＴ１０〜Ｔ１２の化学組成はいずれも、本発明の範囲内であった。マークＴ１０はＡｌ及びＣａを含有しなかった。マークＴ１１は、Ａｌを０．０４％含有した。また、マークＴ１２は、Ｃａを０．０００９％含有した。
【００８１】
［調査方法］
マークＴ１０〜Ｔ１２の鋼を高周波真空溶解炉により溶製し、インゴットを製造した。各マークのインゴットの形状は以下のとおりであった。インゴットのボトムの外径は１４０ｍｍであり、インゴットのトップの外径は１８０ｍｍであった。高さは４４０ｍｍであった。
各インゴットを１１００℃で２時間均熱した。均熱されたインゴットを熱間鍛造し、
外径１００ｍｍの丸棒を製造した。
製造された丸棒の表面を目視により観察した。そして、目視により確認できた割れの周方向の長さを測定した。各マークにおいて、観察された割れの総長さを求めた。
【００８２】
［調査結果］
図１０は、マークＴ１０〜Ｔ１２の割れ総長さ（ｍｍ）を示す図である。図１０を参照して、マークＴ１１及びＴ１２の割れ総長さは、マークＴ１０よりも顕著に少なかった。マークＴ１１及びＴ１２は、Ａｌ又はＣａを含有するため、マークＴ１０よりも熱間加工性が優れていた。
【００８３】
以上、本発明の実施の形態を説明したが、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。よって、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形して実施することが可能である。
【符号の説明】
【００８４】
１０ 粒界
２０ Ｆｅ２Ｎｂ型Ｌａｖｅｓ相
３０ 結晶粒
４０ Ｎｉ３ＮｂないしはＦｅ２Ｎｂ
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃｒ：１７〜１９％、
Ｎｉ：３０〜３２％、
Ｎｂ：３．０〜３．６％を含有し、
残部はＦｅ及び不純物からなり、
優れたクリープ強度を有する、オーステナイト系ステンレス鋼。
【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、
前記不純物としてのＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎのうちの１種又は２種以上を、質量％で、Ｃ：０．０１％未満、Ｓｉ：０．１％未満、Ｍｎ：０．１％未満、Ｐ：０．０１０％未満、Ｓ：０．００３％未満、Ｍｏ：０．０１％未満、Ｗ：０．０１％未満、及びＮ：０．０１％未満で含有する、オーステナイト系ステンレス鋼。
【請求項３】
請求項１又は請求項２に記載のオーステナイト系ステンレス鋼であって、
前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
Ｂ：０．０００１〜０．００３０％を含有する、オーステナイト系ステンレス鋼。
【請求項４】
請求項１〜請求項３のいずれか１項に記載のオーステナイト系ステンレス鋼であって、
前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
Ａｌ：０．００１〜０．１０％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．０１０％、及び
Ｃａ：０．０００１〜０．０１０％から選択される１種又は２種以上を含有する、オーステナイト系ステンレス鋼。
【請求項１】
質量％で、
Ｃｒ：１７〜１９％、
Ｎｉ：３０〜３２％、
Ｎｂ：３．０〜３．６％を含有し、
残部はＦｅ及び不純物からなり、
優れたクリープ強度を有する、オーステナイト系ステンレス鋼。
【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、
前記不純物としてのＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎのうちの１種又は２種以上を、質量％で、Ｃ：０．０１％未満、Ｓｉ：０．１％未満、Ｍｎ：０．１％未満、Ｐ：０．０１０％未満、Ｓ：０．００３％未満、Ｍｏ：０．０１％未満、Ｗ：０．０１％未満、及びＮ：０．０１％未満で含有する、オーステナイト系ステンレス鋼。
【請求項３】
請求項１又は請求項２に記載のオーステナイト系ステンレス鋼であって、
前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
Ｂ：０．０００１〜０．００３０％を含有する、オーステナイト系ステンレス鋼。
【請求項４】
請求項１〜請求項３のいずれか１項に記載のオーステナイト系ステンレス鋼であって、
前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
Ａｌ：０．００１〜０．１０％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．０１０％、及び
Ｃａ：０．０００１〜０．０１０％から選択される１種又は２種以上を含有する、オーステナイト系ステンレス鋼。
【図１】
【図３】
【図６】
【図７】
【図８】
【図９】
【図１０】
【図２】
【図４】
【図５】
【図３】
【図６】
【図７】
【図８】
【図９】
【図１０】
【図２】
【図４】
【図５】
【公開番号】特開２０１１−１９５８８０（Ｐ２０１１−１９５８８０Ａ）
【公開日】平成２３年１０月６日（２０１１．１０．６）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２０１０−６３４９９（Ｐ２０１０−６３４９９）
【出願日】平成２２年３月１９日（２０１０．３．１９）
【新規性喪失の例外の表示】特許法第３０条第１項適用申請有り １．発行者名 独立行政法人日本学術振興会 ２．刊行物名、巻数、号数 日本学術振興会耐熱金属材料 第１２３委員会 研究報告 第５０巻 第３号 ３．発行日 平成２１年１１月１０日
【国等の委託研究の成果に係る記載事項】（出願人による申告）国等の委託研究の成果に係る特許出願（平成２１年度独立行政法人新エネルギー・産業技術総合開発機構「鉄鋼材料の革新的高強度・高機能化基盤研究開発」委託研究、産業技術力強化法第１９条の適用を受ける特許出願）
【出願人】（０００００２１１８）住友金属工業株式会社 (2,544)
【出願人】（３０４０２１４１７）国立大学法人東京工業大学 (1,821)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成２３年１０月６日（２０１１．１０．６）
【国際特許分類】
【出願日】平成２２年３月１９日（２０１０．３．１９）
【新規性喪失の例外の表示】特許法第３０条第１項適用申請有り １．発行者名 独立行政法人日本学術振興会 ２．刊行物名、巻数、号数 日本学術振興会耐熱金属材料 第１２３委員会 研究報告 第５０巻 第３号 ３．発行日 平成２１年１１月１０日
【国等の委託研究の成果に係る記載事項】（出願人による申告）国等の委託研究の成果に係る特許出願（平成２１年度独立行政法人新エネルギー・産業技術総合開発機構「鉄鋼材料の革新的高強度・高機能化基盤研究開発」委託研究、産業技術力強化法第１９条の適用を受ける特許出願）
【出願人】（０００００２１１８）住友金属工業株式会社 (2,544)
【出願人】（３０４０２１４１７）国立大学法人東京工業大学 (1,821)
【Ｆターム（参考）】
[ Back to top ]