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WO2019069998A1 - オーステナイト系ステンレス鋼 - Google Patents

オーステナイト系ステンレス鋼 Download PDF

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WO2019069998A1
WO2019069998A1 PCT/JP2018/037095 JP2018037095W WO2019069998A1 WO 2019069998 A1 WO2019069998 A1 WO 2019069998A1 JP 2018037095 W JP2018037095 W JP 2018037095W WO 2019069998 A1 WO2019069998 A1 WO 2019069998A1
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WO
WIPO (PCT)
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less
welding
contained
austenitic stainless
Prior art date
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Ceased
Application number
PCT/JP2018/037095
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English (en)
French (fr)
Inventor
平田　弘征
克樹 田中
佳奈 浄▲徳▼
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
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.)
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Publication date
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Priority to KR1020227035893A priority patent/KR102506230B1/ko
Priority to CA3078398A priority patent/CA3078398A1/en
Priority to CN201880064565.2A priority patent/CN111194360B/zh
Priority to US16/753,212 priority patent/US11339461B2/en
Priority to KR1020207012215A priority patent/KR102458203B1/ko
Priority to EP18865120.2A priority patent/EP3693487A4/en
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite

Definitions

  • the present invention relates to an austenitic stainless steel.
  • TP316H specified by the American Society of Mechanical Engineers (ASME) SA213 and SA213M contains Mo and is excellent in corrosion resistance at high temperature, so it is widely used as a material for heat transfer tubes and heat exchangers in thermal power plants and petrochemical plants It is done.
  • Patent Document 1 proposes an austenitic stainless steel containing Mo and further containing Ce to enhance high-temperature corrosion resistance as in TP316H.
  • Patent Document 2 proposes an austenitic stainless steel or the like in which Nb, Ta, Ti are contained to further enhance the high temperature strength.
  • Non-Patent Documents 1 and 2 when TP316H containing Mo is used at a high temperature as a thick-walled structural member, it is widely known that creep damage resulting from the sigma phase precipitation occurs. There is.
  • Non-Patent Document 2 proposes raising the Ni balance and lowering the Nv-Nc value in order to suppress the ⁇ phase precipitation.
  • Non-Patent Document 2 when the stability of the austenite phase is increased by the measure described in Non-Patent Document 2, cracking is likely to occur in the welding heat affected zone. In particular, it has become clear that cracking may not be prevented in the weld heat-affected zone in welded joint shapes and the like with strong restraints as in the case of using as a thick welded structure as in a large-scale actual plant. . Therefore, it is required to suppress cracking that occurs during welding and to realize excellent weldability.
  • An object of the present invention is to provide an austenitic stainless steel in which excellent weldability when welded and stable creep strength as a structure are compatible.
  • the present invention was made in order to solve the above-mentioned subject, and makes the following austenitic stainless steels a summary.
  • Chemical composition is in mass%, C: 0.04 to 0.12%, Si: 0.25 to 0.55%, Mn: 0.7 to 2.0%, P: 0.035% or less, S: 0.0015% or less, Cu: 0.02 to 0.80%, Co: 0.02 to 0.80%, Ni: 10.0 to 14.0%, Cr: 15.5 to 17.5%, Mo: 1.5 to 2.5%, N: 0.01 to 0.10%, Al: 0.030% or less, O: 0.020% or less, Sn: 0 to 0.01%, Sb: 0 to 0.01%, As: 0 to 0.01%, Bi: 0 to 0.01%, V: 0 to 0.10%, Nb: 0 to 0.10%, Ti: 0 to 0.10%, W: 0 to 0.50%, B: 0 to 0.005%, Ca: 0 to 0.010%, Mg: 0 to 0.010%, REM: 0 to 0.10%, Remainder: Fe and impurities, The following formulas (i) and (ii) are satisfied, Austen
  • the chemical composition contains, in mass%, one or more selected from Sn, Sb, As and Bi in total in excess of 0% and 0.01% or less
  • the chemical composition is in mass%, V: 0.01 to 0.10%, Nb: 0.01 to 0.10%, Ti: 0.01 to 0.10%, W: 0.01 to 0.50%, B: 0.0002 to 0.005%, Ca: 0.0005 to 0.010%, Mg: 0.0005 to 0.010%, and REM: 0.0005 to 0.10%, Containing one or more selected from The austenitic stainless steel as described in said (1) or (2).
  • an austenitic stainless steel in which excellent weldability in the case of welding and stable creep strength as a structure can be compatible.
  • the inventors conducted a detailed investigation in order to achieve both excellent weldability in the case of welding and stable creep strength as a structure. As a result, the following findings were obtained.
  • the former is so-called liquefied cracking, and by enhancing the stability of the austenite phase, P and S are likely to segregate at grain boundaries in the thermal cycle during welding, and the melting point in the vicinity of grain boundaries decreases. It was considered to be a crack which was melted and opened by thermal stress.
  • the latter is a so-called ductility-lowering crack, and it is a crack that occurs due to the thermal stress exceeding the sticking force, causing S to reduce the sticking force of grain boundaries due to segregation at grain boundaries due to thermal cycles during welding. it was thought.
  • Cr + Mo + 1.5 x Si is selected to stably prevent cracking of the weld heat affected zone. While making it 0 or more and making Ni + 30x (C + N) + 0.5x (Mn + Cu + Co) 19.5 or less, it turned out that it is necessary to limit S content to 0.0015% or less. In addition, it has been found that it is necessary to contain Cu and Co in a predetermined amount or more in order to sufficiently obtain the effect of reducing the weld cracking sensitivity.
  • C 0.04 to 0.12% C stabilizes the austenite phase and combines with Cr to form fine carbides to improve creep strength during high temperature use. However, when C is contained in excess, a large amount of carbides precipitates, resulting in sensitization of the weld. Therefore, the C content is set to 0.04 to 0.12%.
  • the C content is preferably 0.05% or more, more preferably 0.06% or more.
  • the C content is preferably 0.11% or less, more preferably 0.10% or less.
  • Si 0.25 to 0.55%
  • Si has a deoxidizing action and is an element necessary for securing corrosion resistance and oxidation resistance at high temperature.
  • the Si content is set to 0.25 to 0.55%.
  • the Si content is preferably 0.28% or more, more preferably 0.30% or more.
  • the Si content is preferably 0.45% or less, more preferably 0.40% or less.
  • Mn 0.7 to 2.0% Mn, like Si, is an element having a deoxidizing action. Further, the austenite phase is stabilized to contribute to the improvement of creep strength. However, when the Mn content is excessive, creep ductility is reduced. Therefore, the Mn content is 0.7 to 2.0%.
  • the Mn content is preferably 0.8% or more, more preferably 0.9% or more. Further, the Mn content is preferably 1.9% or less, more preferably 1.8% or less.
  • P 0.035% or less
  • P is contained as an impurity and is an element which segregates in the grain boundaries of the heat affected zone during welding to increase the susceptibility to liquefied cracking. Furthermore, creep ductility is also reduced. Therefore, the upper limit of the P content is set to 0.035% or less.
  • the P content is preferably 0.032% or less, more preferably 0.030% or less.
  • S 0.0015% or less S is contained in the alloy as an impurity like P, and segregates in the grain boundaries of the heat affected zone during welding to enhance liquation cracking sensitivity and ductility reduction cracking. Therefore, the upper limit of the S content is set to 0.0015% or less.
  • the S content is preferably 0.0012% or less, more preferably 0.0010% or less.
  • Cu 0.02 to 0.80% Cu enhances the stability of the austenite phase and contributes to the improvement of creep strength.
  • the influence on segregation energy such as P and S is small, and the effect of reducing grain boundary segregation and reducing the susceptibility to weld cracking can be expected.
  • the Cu content is set to 0.02 to 0.80%.
  • the Cu content is preferably 0.03% or more, more preferably 0.04% or more. Further, the Cu content is preferably 0.60% or less, more preferably 0.40% or less.
  • Co 0.02 to 0.80%
  • Co is an element that enhances the stability of the austenite phase and contributes to the improvement of creep strength.
  • the influence on segregation energy such as P and S is small, and the effect of reducing grain boundary segregation and reducing the susceptibility to weld cracking can be expected.
  • the Co content is set to 0.02 to 0.80%.
  • the Co content is preferably 0.03% or more, and more preferably 0.04% or more.
  • the Co content is preferably 0.75% or less, more preferably 0.70% or less.
  • Ni 10.0 to 14.0%
  • Ni is an essential element to ensure the stability of the austenite phase during long-term use.
  • Ni is an expensive element, and a large amount of content causes an increase in cost. Therefore, the Ni content is made 10.0 to 14.0%.
  • the Ni content is preferably 10.2% or more, more preferably 10.5% or more. Further, the Ni content is preferably 13.8% or less, more preferably 13.5% or less.
  • Cr 15.5 to 17.5% Cr is an essential element for securing oxidation resistance and corrosion resistance at high temperatures. It also contributes to securing creep strength by forming fine carbides. However, a large content reduces the stability of the austenite phase and conversely impairs the creep strength. Therefore, the Cr content is set to 15.5 to 17.5%.
  • the Cr content is preferably 15.8% or more, more preferably 16.0% or more. Further, the Cr content is preferably 17.2% or less, more preferably 17.0% or less.
  • Mo 1.5 to 2.5%
  • Mo is an element that forms a solid solution in the matrix and contributes to the improvement of creep strength and tensile strength at high temperature. In addition, it is also effective in improving the corrosion resistance. However, when it is contained in excess, the stability of the austenite phase is reduced and the creep strength is impaired. Furthermore, since Mo is an expensive element, excess content causes cost increase. Therefore, the Mo content is set to 1.5 to 2.5%.
  • the Mo content is preferably 1.7% or more, more preferably 1.8% or more. Further, the Mo content is preferably 2.4% or less, more preferably 2.2% or less.
  • N 0.01 to 0.10% N stabilizes the austenite phase, and forms a solid solution or precipitates as a nitride to contribute to the improvement of high temperature strength. However, when it contains excessively, it causes the fall of ductility. Therefore, the N content is made 0.01 to 0.10%.
  • the N content is preferably 0.02% or more, more preferably 0.03% or more.
  • the N content is preferably 0.09% or less, more preferably 0.08% or less.
  • Al 0.030% or less Al is added as a deoxidizer. However, if a large amount of Al is contained, the cleanliness of the steel is degraded and the hot workability is degraded. Therefore, the Al content is set to 0.030% or less.
  • the Al content is preferably 0.025% or less, more preferably 0.020% or less.
  • O 0.020% or less O (oxygen) is contained as an impurity.
  • oxygen oxygen
  • the O content is preferably 0.018% or less, more preferably 0.015% or less.
  • the O content is preferably 0.0005% or more, and more preferably 0.0008% or more.
  • Ni, C, N, Mn, Cu and Co affect the stability of the austenite phase. Therefore, not only the content of each element is in the above range, but it is necessary to satisfy the following equation (ii).
  • (Ii) If the value in the middle of the formula is less than 14.5, the stability of the austenite phase is not sufficient, and a brittle ⁇ phase is formed during use at high temperatures to lower the creep strength. On the other hand, when it exceeds 19.5, the austenite phase becomes excessively stable, and high temperature cracking during welding tends to occur.
  • the left side value of the formula is preferably 14.8, and more preferably 15.0.
  • the right side value of the formula (ii) is preferably 19.2, more preferably 19.0. 14.5 ⁇ Ni + 30 ⁇ (C + N) + 0.5 ⁇ (Mn + Cu + Co) ⁇ 19.5
  • the elemental symbol in the above formula represents the content (% by mass) of each element contained in the steel.
  • one or more selected from Sn, Sb, As and Bi may be further contained in the range shown below. The reason is explained.
  • Sn 0 to 0.01%
  • Sb 0 to 0.01%
  • Bi 0 to 0.01%
  • Sn, Sb, As and Bi affect the convection of the molten pool during welding to promote the heat transfer in the vertical direction of the molten pool, or evaporate from the surface of the molten pool to form a current path to form an arc.
  • the degree of concentration it has the effect of increasing the penetration depth. Therefore, one or more selected from these elements may be contained as necessary.
  • the content of any of the elements is made 0.01% or less.
  • the content of each element is preferably 0.008% or less, more preferably 0.006% or less.
  • the content of one or more selected from the above elements is preferably more than 0%, more preferably 0.0005% or more, and more preferably 0.0008% or more It is more preferable to set it as 0.001%, and it is still more preferable to set it as 0.001% or more.
  • the total content is preferably 0.01% or less, more preferably 0.008% or less, It is more preferable to make it 0.006% or less.
  • one or more selected from V, Nb, Ti, W, B, Ca, Mg and REM may be further contained in the range shown below Good. The reasons for limitation of each element will be described.
  • V 0 to 0.10%
  • V combines with C and / or N to form fine carbides, nitrides or carbonitrides and contributes to creep strength, and therefore may be contained as necessary. However, when it is contained in excess, a large amount of carbonitride precipitates, resulting in a decrease in creep ductility. Therefore, the V content is 0.10% or less.
  • the V content is preferably 0.09% or less, more preferably 0.08% or less.
  • it is preferable that V content is 0.01% or more, and it is more preferable that it is 0.02% or more.
  • Nb 0 to 0.10%
  • Nb is an element that combines with C and / or N, precipitates as fine carbides, nitrides or carbonitrides in the grains and contributes to the improvement of creep strength and tensile strength at high temperatures. Therefore, you may contain as needed. However, when it is contained in excess, a large amount of carbonitride precipitates, resulting in a decrease in creep ductility. Therefore, the Nb content is 0.10% or less.
  • the Nb content is preferably 0.08% or less, more preferably 0.06% or less.
  • it is preferable that Nb content is 0.01% or more, and it is more preferable that it is 0.02% or more.
  • Ti 0 to 0.10% Like V and Nb, Ti combines with C and / or N to form fine carbides, nitrides or carbonitrides, and may contribute to creep strength and may be contained as necessary. However, when it is contained in excess, a large amount of carbonitride precipitates, resulting in a decrease in creep ductility. Therefore, the Ti content is 0.10% or less. The Ti content is preferably 0.08% or less, more preferably 0.06% or less. In addition, in order to acquire said effect, it is preferable that Ti content is 0.01% or more, and it is more preferable that it is 0.02% or more.
  • W 0 to 0.50%
  • W is an element which is solid-solved in the matrix and contributes to the improvement of creep strength and tensile strength at high temperature, and may be contained as necessary. However, when it is contained in excess, the stability of the austenitic phase is reduced, which in turn causes a reduction in creep strength. Therefore, the W content is 0.50% or less.
  • the W content is preferably 0.40% or less, more preferably 0.30% or less.
  • W content is 0.01% or more, and it is more preferable that it is 0.02% or more.
  • B 0 to 0.005% B improves the creep strength by finely dispersing grain boundary carbides, and also segregates in the grain boundaries to strengthen the grain boundaries, thereby reducing the ductility-decreasing crack susceptibility of the weld heat-affected zone. In order to have it, you may contain as needed. However, when it is contained in excess, conversely, the liquation cracking sensitivity is enhanced. Therefore, the B content is made 0.005% or less.
  • the B content is preferably 0.004% or less, more preferably 0.003% or less, and still more preferably 0.002% or less.
  • B content is 0.0002% or more, and it is more preferable that it is 0.0005% or more.
  • Ca 0 to 0.010%
  • Ca has the effect of improving the hot workability at the time of production, and may be contained as necessary. However, when it is contained in excess, it combines with oxygen and the cleanliness is significantly reduced, which in turn degrades the hot workability. Therefore, the Ca content is 0.010% or less.
  • the Ca content is preferably 0.008% or less, more preferably 0.005% or less.
  • it is preferable that Ca content is 0.0005% or more, and it is more preferable that it is 0.001% or more.
  • Mg 0 to 0.010% Mg, like Ca, has the effect of improving the hot workability at the time of production, and may be contained as necessary. However, when it is contained in excess, it combines with oxygen and the cleanliness is significantly reduced, which in turn degrades the hot workability. Therefore, the Mg content is made 0.010% or less.
  • the Mg content is preferably 0.008% or less, more preferably 0.005% or less. In addition, in order to acquire said effect, it is preferable that it is 0.0005% or more, and, as for Mg content, it is more preferable that it is 0.001% or more.
  • REM 0 to 0.10% Like Ca and Mg, REM has the effect of improving the hot workability at the time of production, and may be contained as necessary. However, when it is contained in excess, it combines with oxygen and the cleanliness is significantly reduced, which in turn degrades the hot workability. Therefore, the REM content is 0.10% or less.
  • the REM content is preferably 0.08% or less, more preferably 0.06% or less.
  • it is preferable that REM content is 0.0005% or more, and it is more preferable that it is 0.001% or more.
  • REM refers to a total of 17 elements of Sc, Y and lanthanoid, and the content of the REM means the total content of these elements.
  • the balance is Fe and impurities.
  • impurity is a component mixed in due to various factors of the ore, scrap and other raw materials and manufacturing processes when industrially manufacturing steel, and is allowed within a range that does not adversely affect the present invention Means one.
  • (B) Manufacturing method There is no particular limitation on the method of manufacturing austenitic stainless steel according to the present invention, but for example, hot forging, hot rolling, heat treatment, and the like according to a conventional method to steel having the above-mentioned chemical composition. It can be manufactured by applying machining in order.
  • test material having a thickness of 15 mm, a width of 50 mm, and a length of 100 mm was produced from the ingot obtained by melting and casting a steel having the chemical composition shown in Table 1 by hot forging, hot rolling, heat treatment and machining. The various performance evaluation tests shown below were done using the obtained test material.
  • the welded joint in which only the first layer was welded was subjected to restraint welding of the four circumferences on a commercially available steel plate.
  • the said commercially available steel plate was a steel plate prescribed
  • the above-described restraint welding was performed using a coated arc welding rod ENi 6625 defined in JIS Z 3224 (2010).
  • lamination welding was performed by TIG welding in the groove.
  • the above-described lamination welding was performed using a filler metal corresponding to SNi 6625 defined in JIS Z 3334 (2011).
  • a heat input of 10 to 15 kJ / cm two weld joints were produced for each test material.
  • a test piece was extract
  • the cross sections of the collected test pieces were mirror-polished and then corroded, and observed by an optical microscope to investigate the presence or absence of cracks in the weld heat affected zone. And in all five test pieces, the weld joint without a crack was judged as "pass", and the weld joint in which a crack was observed was judged as "reject.”
  • test No. 1 using steels A to F satisfying the definition of the present invention.
  • 1 to 6 in addition to having the workability and the resistance to weld cracking required at the time of producing the welded joint, the result was excellent in the creep strength.
  • test No. 4 and the test No. As can be seen by comparison with 5 and 6, when S was reduced, improvement in weldability was observed by containing one or more selected from Sn, S, As and Bi.
  • the S content is out of the specified range.
  • the crack judged to be a ductility reduction crack occurred in the welding heat affected zone.
  • steel H was below the lower limit of equation (i) and exceeded the upper limit of equation (ii).
  • the stability of the austenite phase was excessively enhanced, segregation of S and P by welding thermal cycles was promoted, and a crack judged as a liquefied crack occurred in the weld heat affected zone.
  • an austenitic stainless steel in which excellent weldability in the case of welding and stable creep strength as a structure can be compatible.

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Abstract

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。

Description

オーステナイト系ステンレス鋼
　本発明は、オーステナイト系ステンレス鋼に関する。
　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。
　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。
　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。
特開昭５７－２８６９号公報 特開昭６１－２３７４９号公報
Ｔ．Ｃ．ＭＣＧＯＵＧＨら：Ｗｅｌｄｉｎｇ　Ｊｏｕｒｎａｌ、Ｊａｎｕａｒｙ（１９８５）、第２９頁 Ｊｏｈｎ　Ｆ　ＤｅＬｏｎｇら：火力原子力発電、Ｖｏｌ．３５　Ｎｏ．１１、（１９８４）、第１２４９頁
　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。
　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。
　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。
　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。
　（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。
　（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。
　（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。
　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。
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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　（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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　（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。
　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。
　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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　＜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。
　＜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。
　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。
　＜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。
　それらの結果を表２にまとめて示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。

Claims (3)

  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。
  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。
  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。
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Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP7445125B2 (ja) 2020-04-07 2024-03-07 日本製鉄株式会社 オーステナイト系ステンレス鋼管

Families Citing this family (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN111850405B (zh) * 2020-07-24 2021-12-14 湖州合创金属材料有限公司 一种微合金化抗尘化腐蚀不锈钢及其制造方法
CN114774797B (zh) * 2022-05-19 2023-08-29 山西太钢不锈钢股份有限公司 一种液氢容器用奥氏体不锈钢中厚板及其制备方法

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS572869A (en) 1980-06-10 1982-01-08 Tohoku Electric Power Co Inc Austenite stainless steel for hot corrosive environment
JPS6123749A (ja) 1984-07-10 1986-02-01 Hitachi Ltd 高温強度オ−ステナイト系ステンレス鋼
WO2009044796A1 (ja) * 2007-10-03 2009-04-09 Sumitomo Metal Industries, Ltd. オーステナイト系ステンレス鋼
JP2017095767A (ja) * 2015-11-25 2017-06-01 新日鐵住金株式会社 オーステナイト系ステンレス鋼

Family Cites Families (17)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5120432A (en) 1974-08-13 1976-02-18 Nitsutetsu Kaatenooru Kk Pc kosenoryoshita kaatenoorutoritsukekoho
JPS56126794A (en) * 1980-03-10 1981-10-05 Doryokuro Kakunenryo Nuclear reactor core material
CN1154145A (zh) * 1994-07-18 1997-07-09 新日本制铁株式会社 耐腐蚀性及焊接性优良的钢材及钢管的制造方法
JP5116265B2 (ja) * 2006-07-13 2013-01-09 新日鐵住金ステンレス株式会社 強度及び延性に優れたオーステナイト系ステンレス圧延鋼板及びその製造方法
CA2674091C (en) * 2007-01-15 2012-02-21 Sumitomo Metal Industries, Ltd. Austenitic stainless steel welded joint and austenitic stainless steel welding material
KR101256268B1 (ko) * 2007-10-04 2013-04-19 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 오스테나이트계 스테인리스강
BRPI0820024B1 (pt) * 2007-12-20 2018-06-12 Ati Properties Llc Aço inoxidável austenítico pobre resistente à corrosão e artigo de fabricação incluindo este
CN101564802B (zh) * 2009-05-22 2011-10-19 神华集团有限责任公司 一种厚壁管道的现场焊接及稳定化热处理方法
KR20120065012A (ko) * 2010-12-10 2012-06-20 주식회사 포스코 표면품질이 향상된 오스테나이트계 스테인리스강
CN102510909B (zh) * 2011-11-18 2014-09-03 新日铁住金株式会社 奥氏体系不锈钢
JP5296186B2 (ja) * 2011-12-27 2013-09-25 株式会社神戸製鋼所 耐スケール剥離性に優れた耐熱オーステナイト系ステンレス鋼およびステンレス鋼管
JP5780598B2 (ja) * 2012-02-15 2015-09-16 新日鐵住金ステンレス株式会社 溶接管構造高温機器用オーステナイト系ステンレス鋼
JP5743975B2 (ja) * 2012-08-08 2015-07-01 日本冶金工業株式会社 ディーゼルエンジンｅｇｒクーラ用オーステナイト系ステンレス鋼およびディーゼルエンジン用ｅｇｒクーラ
FI124993B (fi) * 2012-09-27 2015-04-15 Outokumpu Oy Austeniittinen ruostumaton teräs
CN103352175B (zh) * 2013-06-24 2016-01-20 钢铁研究总院 一种控氮奥氏体不锈钢及其制造方法
DE102015200881A1 (de) 2015-01-21 2016-07-21 Schott Ag Rohrförmiger Körper aus austenitischem Stahl sowie Solarreceiver
CN106756610B (zh) 2016-11-28 2018-04-03 山西太钢不锈钢股份有限公司 一种347不锈钢方坯连铸的方法

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS572869A (en) 1980-06-10 1982-01-08 Tohoku Electric Power Co Inc Austenite stainless steel for hot corrosive environment
JPS6123749A (ja) 1984-07-10 1986-02-01 Hitachi Ltd 高温強度オ−ステナイト系ステンレス鋼
WO2009044796A1 (ja) * 2007-10-03 2009-04-09 Sumitomo Metal Industries, Ltd. オーステナイト系ステンレス鋼
JP2017095767A (ja) * 2015-11-25 2017-06-01 新日鐵住金株式会社 オーステナイト系ステンレス鋼

Non-Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
JOHN F DELONG ET AL., THE THERMAL AND NUCLEAR POWER, vol. 35, no. ll, 1984, pages 1249
See also references of EP3693487A4
T. C. MCGOUGH ET AL., WELDING JOURNAL, January 1985 (1985-01-01), pages 29

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP7445125B2 (ja) 2020-04-07 2024-03-07 日本製鉄株式会社 オーステナイト系ステンレス鋼管

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