JP4258678B1

JP4258678B1 - オーステナイト系ステンレス鋼

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Publication number: JP4258678B1
Application number: JP2008546011A
Authority: JP
Inventors: 弘征平田; 和博小川; 孝裕小薄; 浩一岡田; 潤之仙波
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2007-10-03
Filing date: 2008-10-02
Publication date: 2009-04-30
Anticipated expiration: 2028-10-02
Also published as: KR20100059957A; JPWO2009044796A1; EP2199419A1; EP2199419A4; WO2009044796A1; CN101784687A; US20100034689A1; ES2668831T3; CN101784687B; EP2199419B1

Abstract

Ｃ：０．０４〜０．１８％、Ｓｉ≦１．５％、Ｍｎ≦２．０％、Ｎｉ：６〜３０％、Ｃｒ：１５〜３０％、Ｎ：０．０３〜０．３５％、ｓｏｌ．Ａｌ≦０．０３％を含むとともに、Ｎｂ≦１．０％、Ｖ≦０．５％及びＴｉ≦０．５％の１種以上を含有し、残部がＦｅと不純物からなり、不純物中のＰ≦０．０４％、Ｓ≦０．０３％、Ｓｎ≦０．１％、Ａｓ≦０．０１％、Ｚｎ≦０．０１％、Ｐｂ≦０．０１％及びＳｂ≦０．０１％で、Ｐ１＝Ｓ＋｛（Ｐ＋Ｓｎ）／２｝＋｛（Ａｓ＋Ｚｎ＋Ｐｂ＋Ｓｂ）／５｝≦０．０６及び０．２≦Ｎｂ＋２（Ｖ＋Ｔｉ）≦１．７−１０×Ｐ１を満足するオーステナイト系ステンレス鋼は、高強度であり、高温での使用中の溶接部の耐脆化割れ性に優れている。この鋼は、発電用ボイラ等の高温で長時間使用される機器の素材として好適である。
【選択図】なし

Description

本発明は、オーステナイト系ステンレス鋼に関し、詳しくは、発電用ボイラ等の高温機器に用いられる高温使用中の溶接部の耐脆化割れ性に優れる高強度オーステナイト系ステンレス耐熱鋼に関する。

近年、環境負荷軽減の観点から発電用ボイラ等では運転条件の高温・高圧化が世界的規模で進められており、過熱器管や再熱器管材料として使用されるオーステナイト系耐熱鋼にはより優れた高温強度を有することが求められている。

このような技術的背景のもとに、種々のオーステナイト系ステンレス鋼が開示されている。

例えば、特許文献１には、Ｎｂ（％）／Ｃｕ（％）を０．０５〜０．２、および溶体化処理後の未固溶Ｎｂ量を、０．０４×Ｃｕ（％）〜０．０８５×Ｃｕ（％）とした、高温強度と延性に優れたＣｕ、Ｎｂ、Ｎ含有オーステナイト系ステンレス鋼が開示されている。

また、特許文献２には、Ｃａ、Ｍｇ、Ｏ、Ｓの含有量を３．０≦｛（Ｃａ＋Ｍｇ）−０．１×Ｏ｝／Ｓ≦１５．０とすることで熱間加工性を改善したオーステナイト系ステンレス鋼が開示されている。

特許文献３には、Ｃｕを２〜６％、Ｙ、Ｌａ、ＣｅおよびＮｄのうちの１種または２種以上を合計で０．０１〜０．２％含み、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｙ、Ｌａ、ＣｅおよびＮｄならびにＡｌ、ＣｕおよびＳの関係式で表される数値を特定の範囲とした高温強度および熱間加工性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼が開示されている。

さらに、特許文献４には、ＰとＣｕ、ｓｏｌ．ＡｌとＮ、およびＯとＣｕの３種の関係式を満足させることで、クリープ特性および熱間加工性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼が開示されている。

なお、こうしたオーステナイト系の耐熱ステンレス鋼は、一般に、溶接によって組み立てられた後、高温で使用されるが、高温での長時間使用によって、溶接熱影響部（以下、「ＨＡＺ」という。）に割れが発生するという問題が生ずる。

例えば、非特許文献１および非特許文献２には、１８Ｃｒ−８Ｎｉ系のオーステナイト系ステンレス耐熱鋼の溶接部には、長時間加熱によってＨＡＺに粒界割れが生じることが指摘されている。

また、非特許文献３において、１８Ｃｒ−８Ｎｉ−Ｎｂ系のオーステナイト系ステンレス耐熱鋼溶接部の長時間加熱時のＨＡＺにおける粒界割れの防止策についての検討が行われている。

特開２０００−２５６８０３号公報特開２００１−４９４００号公報特開２０００−３２８１９８号公報特開２００４−３２３９３７号公報Ｒ．Ｎ．Ｙｏｕｎｇｅｒら：ＪｏｕｒｎａｌｏｆＴｈｅＩｒｏｎａｎｄＳｔｅｅｌＩｎｓｔｉｔｕｔｅ、Ｏｃｔｏｂｅｒ（１９６０）、ｐ．１８８Ｒ．Ｎ．Ｙｏｕｎｇｅｒら：ＢｒｉｔｉｓｈＷｅｌｄｉｎｇＪｏｕｒｎａｌ、Ｄｅｃｅｍｂｅｒ（１９６１）、ｐ．５７９内木ら：石川島播磨技報、第１５巻（１９７５）第２号、ｐ．２０９

前述した特許文献１〜４においては、溶接によって組み立てられた後の高温長時間使用によってＨＡＺに生ずる割れについて何ら考慮されていない。

非特許文献１および非特許文献２では、Ｍ_２３Ｃ_６やＮｂＣといった炭化物がＨＡＺにおける粒界割れに影響を及ぼす因子として示唆されているものの、そのメカニズムについては明らかにされていない。

非特許文献３においては、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溶接プロセス面からの対策が提案され、Ｎｂ（Ｃ、Ｎ）によって強化された粒内と粒界との強度差がＨＡＺにおける粒界割れの影響因子であることが考察されているものの、粒界脆化の要因については何ら触れられていない。

したがって、上記の非特許文献１〜３は、例えば特許文献１〜４のような近年提案されている高強度オーステナイト系のステンレス耐熱鋼を長時間使用する際に生ずるＨＡＺの割れ防止について、材料面からの対策をなんら示唆するものではない。

このように、オーステナイト系ステンレス耐熱鋼において、長時間使用中にＨＡＺに割れが生じる現象は古くから知られているものの、完全な機構解明には至っておらず、さらにはその対策、特に、材料面からの対策は確立されていない。

しかも、近年、数多く提案されているオーステナイト系ステンレス耐熱鋼においては、高強度化に伴い、多種の合金元素が添加・含有されているため、上述の長時間高温使用中の溶接部の割れがより顕在化する傾向がある。

本発明は、上記現状に鑑みてなされたもので、発電用ボイラ等の高温で長時間使用される機器の素材として好適な、ＨＡＺでの耐脆化割れ性に優れた高強度の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。

本発明者らは、高温で長時間使用される機器の素材として用いられるオーステナイト系ステンレス鋼について、ＨＡＺでの割れを防止して良好な耐脆化割れ性を具備させることを目的に、高温で長時間使用された溶接部に発生した割れ部について詳細な調査を行った。

その結果、先ず、下記（ａ）〜（ｃ）の事項が明らかになった。

（ａ）割れは溶接により高温にさらされた、いわゆる「粗粒ＨＡＺ」の結晶粒界に発生している。

（ｂ）割れ破面は延性に乏しく、破面上には、Ｐ、Ｓ、Ｓｎ等の粒界を脆化させる元素の濃化が生じている。

（ｃ）割れ部近傍のミクロ組織には、結晶粒内に多量に析出した微細な炭化物や窒化物が認められる。

上記（ａ）〜（ｃ）の判明事項から、本発明者らは、次の（ｄ）〜（ｆ）の結論に至った。

（ｄ）ＨＡＺに発生した割れは、溶接熱サイクル中、または、その後の高温での使用中に、Ｐ、Ｓ、Ｓｎ等の元素が粒界に偏析することに起因して弱くなった粒界に外部応力が作用し、開口したものである。

（ｅ）粒内に多量の微細炭化物や窒化物が析出する場合には、粒内の変形が妨げられるために粒界面への応力集中が生じ、粒界の弱くなったこととの重畳作用によって、割れが発生しやすくなる。

（ｆ）高温で長時間使用された溶接部に発生した割れと類似の割れ形態を示すものとしては、例えば、伊藤らが、溶接学会誌、第４１巻（１９７２）第１号、ｐ．５９に述べている低合金鋼のＳＲ割れが挙げられる。しかしながら、この低合金鋼のＳＲ割れは、溶接後の短時間のＳＲ熱処理時に発生する割れであり、本発明が対象とする高温で長時間使用された溶接部に発生する割れとは発生時期が全く異なるものである。しかも、その母材（およびＨＡＺ）の組織はフェライト相であって、上記本発明が対象とするオーステナイト相における割れとはその発生機構も完全に異なるものである。このため、当然のことながら、前記低合金鋼のＳＲ割れの防止対策をそのまま、高温で長時間使用された溶接部に発生する割れの防止対策に活用することはできない。

そこでさらに、本発明者らは高温で長時間使用された溶接部に発生する割れを防止するために、種々のオーステナイト系ステンレス鋼について詳細な検討を実施した。その結果、下記（ｇ）〜（ｌ）の重要な知見を得た。

（ｇ）上記高温で長時間使用された溶接部に発生する割れを防止するためには、粒界を脆化させる元素、具体的には、Ｐ、Ｓ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｐｂ、ＺｎおよびＡｓの含有量を特定の範囲に規制することが最も有効である。

（ｈ）粒界を脆化させる上記元素の含有量を規制することによって割れが防止できるのは、前記元素の溶接熱サイクル中、または、その後の高温での使用中における粒界偏析の軽減によって、粒界結合力の低下を抑制することができるからである。

（ｉ）特に、質量％で、１５〜３０％のＣｒおよび６〜３０％のＮｉを含むオーステナイト系ステンレス鋼の場合の割れに対しては、前記の元素のうちＳが最も大きな影響を及ぼし、次いで、ＰおよびＳｎの影響が大きい。そして、割れ防止のためには、それぞれの元素の影響の重みを考慮し、式中の元素記号を、その元素の質量％での含有量として、下記の（１）式で表されるパラメータＰ１の値を０．０６以下とすることが必須の要件となる。
Ｐ１＝Ｓ＋｛（Ｐ＋Ｓｎ）／２｝＋｛（Ａｓ＋Ｚｎ＋Ｐｂ＋Ｓｂ）／５｝・・・（１）。

（ｊ）Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、ＣおよびＮの含有量を特定の範囲に制御して、微細な析出物の粒内への過剰な生成を抑制することによって、前記高温で長時間使用された溶接部に発生する割れに対する感受性を低減することができる。

（ｋ）特に、上述したＰ、Ｓ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｐｂ、ＺｎおよびＡｓという粒界を脆化させる元素の含有量に応じて、Ｎｂ、ＶおよびＴｉの含有量を特定の範囲に調整することによって、一層の割れ感受性の低減と所望の大きなクリープ強度の確保を両立させることが可能である。すなわち、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、ＣおよびＮの含有量を特定の範囲に調整することによって、粒内に微細な炭窒化物を適正量析出させてクリープ強度を確保することができ、一方では、微細な粒内析出物による過剰な粒内強化が抑制されて粒界面への応力集中が緩和されて粗粒ＨＡＺでの割れ感受性を低減することができる。

（ｌ）特に、質量％で、０．０４〜０．１８％のＣと０．０３〜０．３５％のＮを含むオーステナイト系ステンレス鋼の場合には、式中の元素記号を、その元素の質量％での含有量として、下記の（２）式で表されるパラメータＰ２の値を０．２以上とすることによって必要なクリープ強度を確保することができ、また、このパラメータＰ２の値の上限を〔１．７−１０×Ｐ１〕とすることによって粗粒ＨＡＺでの割れ感受性を低減することができる。
Ｐ２＝Ｎｂ＋２（Ｖ＋Ｔｉ）・・・（２）。

本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は、下記（１）〜（４）に示すオーステナイト系ステンレス鋼にある。

（１）質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１８％、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｎｉ：６〜３０％、Ｃｒ：１５〜３０％、Ｎ：０．０３〜０．３５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０３％以下を含むとともに、Ｎｂ：１．０％以下、Ｖ：０．５％以下およびＴｉ：０．５％以下のうちの１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＰ、Ｓ、Ｓｎ、Ａｓ、Ｚｎ、ＰｂおよびＳｂがそれぞれ、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｓｎ：０．１％以下、Ａｓ：０．０１％以下、Ｚｎ：０．０１％以下、Ｐｂ：０．０１％以下およびＳｂ：０．０１％以下で、かつ下記の（１）式および（２）式で表されるＰ１およびＰ２の値がそれぞれ、Ｐ１≦０．０６および０．２≦Ｐ２≦１．７−１０×Ｐ１を満足することを特徴とするオーステナイト系ステンレス鋼。
Ｐ１＝Ｓ＋｛（Ｐ＋Ｓｎ）／２｝＋｛（Ａｓ＋Ｚｎ＋Ｐｂ＋Ｓｂ）／５｝・・・（１）、
Ｐ２＝Ｎｂ＋２（Ｖ＋Ｔｉ）・・・（２）。
ここで、（１）式および（２）式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。

（２）質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｎｉ：６〜１３％、Ｃｒ：１５〜２５％、Ｎ：０．０３〜０．１５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０３％以下を含むとともに、Ｎｂ：１．０％以下、Ｖ：０．５％以下およびＴｉ：０．５％以下のうちの１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＰ、Ｓ、Ｓｎ、Ａｓ、Ｚｎ、ＰｂおよびＳｂがそれぞれ、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｓｎ：０．１％以下、Ａｓ：０．０１％以下、Ｚｎ：０．０１％以下、Ｐｂ：０．０１％以下およびＳｂ：０．０１％以下で、かつ下記の（１）式および（２）式で表されるＰ１およびＰ２の値がそれぞれ、Ｐ１≦０．０６および０．３≦Ｐ２≦１．７−１０×Ｐ１を満足することを特徴とするオーステナイト系ステンレス鋼。
Ｐ１＝Ｓ＋｛（Ｐ＋Ｓｎ）／２｝＋｛（Ａｓ＋Ｚｎ＋Ｐｂ＋Ｓｂ）／５｝・・・（１）、
Ｐ２＝Ｎｂ＋２（Ｖ＋Ｔｉ）・・・（２）。
ここで、（１）式および（２）式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。

（３）質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１８％、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｎｉ：１３％を超えて３０％以下、Ｃｒ：１５〜３０％、Ｎ：０．１０〜０．３５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０３％以下を含むとともに、Ｎｂ：１．０％以下、Ｖ：０．５％以下およびＴｉ：０．５％以下のうちの１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＰ、Ｓ、Ｓｎ、Ａｓ、Ｚｎ、ＰｂおよびＳｂがそれぞれ、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｓｎ：０．１％以下、Ａｓ：０．０１％以下、Ｚｎ：０．０１％以下、Ｐｂ：０．０１％以下およびＳｂ：０．０１％以下で、かつ下記の（１）式および（２）式で表されるＰ１およびＰ２の値がそれぞれ、Ｐ１≦０．０６および０．２≦Ｐ２≦１．３−１０×Ｐ１を満足することを特徴とするオーステナイト系ステンレス鋼。
Ｐ１＝Ｓ＋｛（Ｐ＋Ｓｎ）／２｝＋｛（Ａｓ＋Ｚｎ＋Ｐｂ＋Ｓｂ）／５｝・・・（１）、
Ｐ２＝Ｎｂ＋２（Ｖ＋Ｔｉ）・・・（２）。
ここで、（１）式および（２）式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。

（４）Ｆｅの一部に代えて、質量％で、下記の第１群から第３群までのいずれかのグループに属する１種以上の元素を含有することを特徴とする上記（１）から（３）までのいずれかに記載のオーステナイト系ステンレス鋼。
第１群：Ｃｕ：４％以下、Ｍｏ：２％以下、Ｗ：２％以下、Ｃｏ：１％以下、Ｔａ：０．１％以下、Ｚｒ：０．１％以下およびＨｆ：０．１％以下
第２群：Ｂ：０．０１２％以下
第３群：Ｃａ：０．０２％以下、Ｍｇ：０．０２％以下および希土類元素：０．１％以下

なお、希土類元素（以下、「ＲＥＭ」という。）は、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素の総称であり、ＲＥＭの含有量はＲＥＭのうちの１種または２種以上の元素の合計含有量を指す。

以下、上記（１）〜（４）に示すオーステナイト系ステンレス鋼に係る発明を、それぞれ、「本発明（１）」〜「本発明（４）」という。また、総称して「本発明」ということがある。

本発明のオーステナイト系ステンレス鋼は、高強度であり、高温での使用中の溶接部の耐脆化割れ性に優れるので、発電用ボイラ等の高温で長時間使用される機器の素材として用いることができる。

以下、本発明のオーステナイト系ステンレス鋼における成分元素の限定理由について詳しく説明する。なお、以下の説明において、各元素の含有量の「％」表示は「質量％」を意味する。

Ｃ：０．０４〜０．１８％
Ｃは、オーステナイト相を安定にする効果を有するとともに、Ｎとともに微細な粒内炭窒化物を形成し、高温強度の向上に寄与する元素である。前記の効果を得るためには、Ｃの含有量を０．０４％以上とする必要がある。しかしながら、Ｃの含有量が過剰になり、特に０．１８％を超えると、高温での使用中に多量の微細炭窒化物を粒内に析出させるために、粒内変形を妨げて粒界面へ応力集中を生じさせ、粗粒ＨＡＺでの脆化割れ感受性を高めることとなる。加えて、溶接熱サイクルや高温での使用中に多量の粒界炭化物を生成して粒界近傍にＣｒ欠乏層を生じさせ、耐食性の低下を招く場合がある。したがって、Ｃの含有量を０．０４〜０．１８％とした。Ｃ含有量の望ましい下限は０．０５％であり、また、望ましい上限は０．１３％である。

なお、Ｎｉの含有量が６〜１３％、かつＣｒの含有量が１５〜２５％の本発明（２）の場合のＣの含有量は０．０５〜０．１５％とすることが好ましい。この場合のさらに好ましいＣ含有量の範囲は０．０７〜０．１３％である。

また、Ｎｉの含有量が１３％を超えて３０％以下、かつＣｒの含有量が１５〜３０％の本発明（３）の場合には、０．０４〜０．１８％のＣの含有量のうちでも０．０４〜０．１５％にすることが好ましい。

Ｓｉ：１．５％以下
Ｓｉは、脱酸作用を有し、また、高温での耐食性、耐酸化性に有効な元素である。しかしながら、その含有量が過剰になり、特に、１．５％を超えると、オーステナイト相の安定性を低下させて、クリープ強度および靱性の低下を招く。したがって、Ｓｉの含有量を１．５％以下とした。なお、Ｓｉの含有量は１．０％以下とすることが好ましい。

本発明におけるさらに好ましいＳｉの含有量は０．８％以下である。

なお、Ｓｉの含有量には特に下限を設ける必要はないが、極端な低下は、脱酸効果が十分に得られず鋼の清浄度を劣化させるとともに、製造コストの上昇を招く。そのため、Ｓｉ含有量の望ましい下限は０．０２％である。

Ｍｎ：２．０％以下
Ｍｎは、Ｓｉと同様に脱酸作用を有する。Ｍｎは、オーステナイト相の安定化にも寄与する。しかしながら、その含有量が過剰になり、特に、２．０％を超えると、脆化を招き、クリープ延性および靱性の低下をきたす。したがって、Ｍｎの含有量を２．０％以下とした。Ｍｎのさらに望ましい含有量は１．５％以下である。

なお、Ｍｎの含有量には特に下限を設ける必要はないが、極端な低下は、脱酸効果が十分に得られず鋼の清浄度を劣化させるとともに、製造コストの上昇を招く。そのため、Ｍｎ含有量の望ましい下限は０．０２％である。

Ｎｉ：６〜３０％
Ｎｉは、オーステナイト組織を得るために有効な元素であり、長時間使用時の組織安定性を確保して、所望のクリープ強度を得るために必須の元素である。次に述べるＣｒ含有量の範囲で前記の効果を十分に得るためには、６％以上の含有量が必要である。一方、高価な元素であるＮｉの３０％を超える多量の含有はコストの増大を招く。したがって、Ｎｉの含有量を６〜３０％とした。Ｎｉ含有量の望ましい下限は７％であり、また、望ましい上限は２８％である。

Ｃｒ：１５〜３０％
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って、その効果を得るために、１５％以上含有させる必要がある。しかしながら、その含有量が過剰になり、特に、３０％を超えると、高温でのオーステナイト相の安定性を低下させて、クリープ強度の低下を招く。したがって、Ｃｒの含有量を１５〜３０％とした。Ｃｒ含有量の望ましい下限は１６％であり、また、望ましい上限は２８％である。

なお、オーステナイト相の安定性やコストを考慮し、本発明（２）のように、ＮｉとＣｒの含有量の組合せで、Ｎｉ：６〜１３％、Ｃｒ：１５〜２５％とするのが好ましい。さらに好ましくは、Ｎｉ：７〜１２％、Ｃｒ：１６〜２０％である。

また、高温でのオーステナイト相の安定性と高い耐食性の確保のためには、本発明（３）のように、ＮｉとＣｒの含有量の組合せで、Ｎｉ：１３％を超えて３０％以下、Ｃｒ：１５〜３０％とするのが好ましい。さらに好ましくは、Ｎｉ：１５〜２８％、Ｃｒ：１８〜２８％である。

Ｎ：０．０３〜０．３５％
Ｎは、オーステナイト安定化元素であり、マトリックスに固溶するとともに、Ｃと同様に微細な粒内炭窒化物を形成し、高温でのクリープ強度の確保に必須の元素である。これらの効果を十分に得るためには、Ｎの含有量を０．０３％以上とする必要がある。また、耐食性の向上にも有効な元素である。しかしながら、Ｎの含有量が過剰になり、特に０．３５％を超えると、高温での使用中に多量の微細炭窒化物を粒内に析出させるために、粒内変形を妨げて粒界面へ応力集中を生じさせ、粗粒ＨＡＺでの脆化割れ感受性を高めることとなる。したがって、Ｎの含有量を０．０３〜０．３５％とした。Ｎ含有量の望ましい下限は０．０５％であり、また、望ましい上限は０．３０％である。

なお、Ｎｉの含有量が６〜１３％、かつＣｒの含有量が１５〜２５％の場合は、Ｎの含有量は０．０３〜０．１５％とすることが好ましい。この場合のさらに好ましいＮ含有量の範囲は０．０５〜０．１２％である。

Ｎｉの含有量が１３％を超えて３０％以下、かつＣｒの含有量が１５〜３０％の場合は、Ｎの含有量を０．１０〜０．３５％とすることが好ましい。この場合の、さらに好ましいＮ含有量の範囲は、０．１５〜０．３０％である。

ｓｏｌ．Ａｌ：０．０３％以下
Ａｌは、脱酸作用を有するが、多量の添加は清浄度を著しく害し、加工性や延性を劣化させ、特に、Ａｌの含有量がｓｏｌ．Ａｌ（「酸可溶性Ａｌ」）で０．０３％を超えると、加工性や延性の低下が著しくなる。したがって、ｓｏｌ．Ａｌの含有量を０．０３％以下とした。下限は特に設けないが、０．０００５％以上が好ましい。

Ｎｂ：１．０％以下、Ｖ：０．５％以下およびＴｉ：０．５％以下のうちの１種または２種以上
Ｎｂ、ＶおよびＴｉは、本発明の根幹をなす重要な元素群である。すなわち、これらの元素は、炭窒化物として微細に粒内析出し、高温でのクリープ強度を確保するために必須の元素である。しかしながら、これらの元素の含有量が過剰になり、特にＮｂおよびＶの場合はそれぞれ、１．０％および０．５％を超えると、高温での使用中に炭窒化物が急速に粗大化して、クリープ強度および靱性の極端な低下を招き、また、Ｔｉの場合は０．５％を超えると、溶接時の液化割れ感受性の著しい増大を招く。したがって、Ｎｂ、ＶおよびＴｉについてその含有量を、Ｎｂ：１．０％以下、Ｖ：０．５％以下およびＴｉ：０．５％以下とした。

上記各元素の含有量の上限は、Ｎｂが０．８％、Ｖが０．４％、Ｔｉが０．０４％であることが好ましい。

なお、上記のＮｂ、ＶおよびＴｉは、そのうちのいずれか１種のみ、または２種以上の複合で含有させることができるる。ただし、後述するように、必要なクリープ強度を確保するためには、既に述べたパラメータＰ２の値が０．２以上になるようにする必要があり、また、粗粒ＨＡＺでの割れ感受性を低減するためには、パラメータＰ２の値の上限を〔１．７−１０×Ｐ１〕とする必要がある。

本発明においては、不純物中のＰ、Ｓ、Ｓｎ、Ａｓ、Ｚｎ、ＰｂおよびＳｂは、その含有量をそれぞれ、特定の値以下に制限する必要がある。

すなわち、上記の元素はいずれも、溶接熱サイクル中、または、その後の高温での使用中に粗粒ＨＡＺの粒界に偏析して、粒界結合力を低下させ、高温での使用中に粗粒ＨＡＺでの脆化割れを招く。したがって、先ず、その含有量をそれぞれ、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｓｎ：０．１％以下、Ａｓ：０．０１％以下、Ｚｎ：０．０１％以下、Ｐｂ：０．０１％以下およびＳｂ：０．０１％以下に制限する必要がある。

なお、１５〜３０％のＣｒと６〜３０％のＮｉを含む本発明に係るオーステナイト系ステンレス鋼を高温で使用中に生ずる粗粒ＨＡＺでの脆化割れに対しては、前記の元素のうちＳが最も大きな影響を及ぼし、次いで、ＰおよびＳｎの影響が大きい。そして、この割れの防止のためには、既に述べたパラメータＰ１の値が０．０６以下になるようにする必要があり、また、このパラメータＰ１はパラメータＰ２との関係で〔Ｐ２≦１．７−１０×Ｐ１〕を満たすようにする必要がある。次に、上記のことについて説明する。

パラメータＰ１の値：０．０６以下
前記（１）式、つまり、〔Ｓ＋｛（Ｐ＋Ｓｎ）／２｝＋｛（Ａｓ＋Ｚｎ＋Ｐｂ＋Ｓｂ）／５｝〕で表されるＰ１の値が０．０６を超える場合には、粒界結合力の低下を抑制することができないので、１５〜３０％のＣｒと６〜３０％のＮｉを含む本発明に係るオーステナイト系ステンレス鋼を高温で使用した際の粗粒ＨＡＺでの脆化割れの発生を避けられなくなる。このため、パラメータＰ１の値は０．０６以下にする必要がある。なお、パラメータＰ１の値は０．０４以下であることが好ましく、小さければ小さいほど好ましい。

パラメータＰ２の値：０．２以上で〔１．７−１０×Ｐ１〕以下
前記（２）式、つまり、〔Ｎｂ＋２（Ｖ＋Ｔｉ）〕で表されるＰ２の値が０．２以上の場合に、粒内に微細な炭窒化物を適正量析出させて高いクリープ強度を確保することができ、また、このＰ２の値が前述のパラメータＰ１との関係で〔１．７−１０×Ｐ１〕以下を満たす場合に、過剰な粒内強化を抑制して前記粗粒ＨＡＺでの割れを防止することが可能となる。したがって、パラメータＰ２の値を０．２以上で〔１．７−１０×Ｐ１〕以下とした。好ましいパラメータＰ２の下限値は０．３であり、さらに好ましくは０．４である。一方、パラメータＰ２の上限値は〔１．５−１０×Ｐ１〕とするのが好ましく、さらに好ましくは〔１．３−１０×Ｐ１〕である。

なお、Ｎｉの含有量が６〜１３％、かつＣｒの含有量が１５〜２５％の本発明（２）の場合は、パラメータＰ２の値は０．３以上で〔１．７−１０×Ｐ１〕以下とすることが好ましい。この場合のさらに好ましいパラメータＰ２の値の下限は０．４である。また、さらに好ましいパラメータＰ２の上限値は〔１．５−１０×Ｐ１〕である。

Ｎｉの含有量が１３％を超えて３０％以下、かつＣｒの含有量が１５〜３０％の本発明（３）の場合は、パラメータＰ２の値は０．２以上で〔１．３−１０×Ｐ１〕以下とすることが好ましい。この場合のさらに好ましいパラメータＰ２の値の下限は０．３である。また、さらに好ましいパラメータＰ２の上限値は〔１．２−１０×Ｐ１〕である。

なお、本発明（１）〜（３）に係るオーステナイト系ステンレス鋼は、そのＦｅの一部に代えて、必要に応じてさらに、
第１群：Ｃｕ：４％以下、Ｍｏ：２％以下、Ｗ：２％以下、Ｃｏ：１％以下、Ｔａ：０．１％以下、Ｚｒ：０．１％以下およびＨｆ：０．１％以下、
第２群：Ｂ：０．０１２％以下、
第３群：Ｃａ：０．０２％以下、Ｍｇ：０．０２％以下およびＲＥＭ：０．１％以下、
の各グループの元素の１種以上を選択的に含有させることができる。

すなわち、前記第１群から第３群までのいずれかのグループの元素の１種以上を任意元素として添加し、含有させてもよい。

以下、上記の任意元素に関して説明する。

第１群：Ｃｕ：４％以下、Ｍｏ：２％以下、Ｗ：２％以下、Ｃｏ：１％以下、Ｔａ：０．１％以下、Ｚｒ：０．１％以下およびＨｆ：０．１％以下
第１群の元素であるＣｕ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｏ、Ｔａ、ＺｒおよびＨｆは、高温強度を高める作用を有するので、この効果を得るために上記の元素を添加し、含有させてもよい。以下、第１群の元素について詳しく説明する。

Ｃｕ：４％以下
Ｃｕは、高温で微細に析出して高温強度の向上に有効な元素である。Ｃｕにはオーステナイト相を安定にする作用もある。しかしながら、Ｃｕの含有量が多くなるとＣｕ相の析出が過剰になって粗粒ＨＡＺでの脆化割れ感受性が高くなり、特に、４％を超えると、前記粗粒ＨＡＺでの脆化割れ発生が著しくなる。したがって、添加する場合のＣｕの含有量は、４％以下とした。なお、Ｃｕの含有量は３．８％以下とすることが好ましく、３．５％以下とすれば一層好ましい。より好ましくは３％以下である。一方、前記したＣｕの効果を確実に得るためには、Ｃｕ含有量の下限は０．０２％とすることが望ましく、０．０５％とすれば一層望ましい。

Ｍｏ：２％以下
Ｍｏは、マトリックスに固溶して高温強度の向上、なかでも高温でのクリープ強度の向上に寄与する元素である。しかしながら、Ｍｏの含有量が多くなるとオーステナイト相の安定性が低下するため却ってクリープ強度を低下させ、しかも、粗粒ＨＡＺでの脆化割れ感受性が高くなり、特に、２％を超えると、クリープ強度の低下が著しくなる。したがって、添加する場合のＭｏの含有量は、２％以下とした。なお、Ｍｏの含有量は１．８％以下とすることが好ましい。一方、前記したＭｏの効果を確実に得るためには、Ｍｏ含有量の下限は０．０５％とすることが望ましく、０．０８％とすれば一層望ましい。

Ｗ：２％以下
Ｗも、マトリックスに固溶して高温強度の向上、なかでも高温でのクリープ強度の向上に寄与する元素である。しかしながら、Ｗの含有量が多くなるとオーステナイト相の安定性が低下するため却ってクリープ強度を低下させ、しかも、粗粒ＨＡＺでの脆化割れ感受性が高くなり、特に、２％を超えると、クリープ強度の低下が著しくなる。したがって、添加する場合のＷの含有量は、２％以下とした。なお、Ｗの含有量は１．８％以下とすることが望ましい。一方、前記したＷの効果を確実に得るためには、Ｗ含有量の下限は０．０５％とすることが好ましく、０．０８％とすれば一層好ましい。

Ｃｏ：１％以下
Ｃｏは、Ｎｉと同様オーステナイト生成元素であり、オーステナイト相の安定性を高めて高温強度の向上、なかでもクリープ強度の向上に寄与する。しかしながら、Ｃｏは極めて高価な元素であるため含有量が多くなるとコストの上昇を招き、特に、１％を超えるとコストの上昇が著しくなる。したがって、添加する場合のＣｏの含有量は、１％以下とした。なお、Ｃｏの含有量は０．９％以下とすることが望ましい。一方、前記したＣｏの効果を確実に得るためには、Ｃｏ含有量の下限は０．０３％とすることが好ましく、０．０５％とすれば一層好ましい。

Ｔａ：０．１％以下
Ｔａは、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、ＮｂやＴｉに比べて効果は小さいものの、マトリックスに固溶、または炭窒化物として析出して、高温強度の向上に寄与する元素である。しかしながら、Ｔａの含有量が多くなると析出物の生成量が多くなって、靱性の低下を招くとともに粗粒ＨＡＺでの脆化割れ感受性も高くなり、特に、０．１％を超えると、靱性の低下と粗粒ＨＡＺでの脆化割れ発生が著しくなる。したがって、添加する場合のＴａの含有量は、０．１％以下とした。なお、Ｔａの含有量は０．０９％以下とすることが望ましい。一方、前記したＴａの効果を確実に得るためには、Ｔａ含有量の下限は０．００２％とすることが好ましく、０．００５％とすれば一層好ましい。

Ｚｒ：０．１％以下
Ｚｒも、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、ＮｂやＴｉに比べて効果は小さいものの、マトリックスに固溶、または炭窒化物として析出して、高温強度の向上に寄与する元素である。しかしながら、Ｚｒの含有量が多くなると析出物の生成量が多くなって、靱性の低下を招くとともに粗粒ＨＡＺでの脆化割れ感受性も高くなり、特に、０．１％を超えると、靱性の低下および粗粒ＨＡＺでの脆化割れ発生が著しくなる。したがって、添加する場合のＺｒの含有量は、０．１％以下とした。なお、Ｚｒの含有量は０．０９％以下とすることが望ましい。一方、前記したＺｒの効果を確実に得るためには、Ｚｒ含有量の下限は０．００２％とすることが好ましく、０．００５％とすれば一層好ましい。

Ｈｆ：０．１％以下
Ｈｆも、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、ＮｂやＴｉに比べて効果は小さいものの、マトリックスに固溶、または炭窒化物として析出して、高温強度の向上に寄与する元素である。しかしながら、Ｈｆの含有量が多くなると析出物の生成量が多くなって、靱性の低下を招くとともに粗粒ＨＡＺでの脆化割れ感受性も高くなり、特に、０．１％を超えると、靱性の低下と粗粒ＨＡＺでの脆化割れ発生が著しくなる。したがって、添加する場合のＨｆの含有量は、０．１％以下とした。なお、Ｈｆの含有量は０．９％以下とすることが望ましい。一方、前記したＨｆの効果を確実に得るためには、Ｈｆ含有量の下限は０．００２％とすることが好ましく、０．００５％とすれば一層好ましい。

なお、上記のＣｕ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｏ、Ｔａ、ＺｒおよびＨｆは、そのうちのいずれか１種のみ、または２種以上の複合で含有することができる。

第２群：Ｂ：０．０１２％以下
第２群の元素であるＢは粒界強化作用を有するので、この効果を得るために添加し、含有させてもよい。以下、第２群の元素であるＢについて詳しく説明する。

Ｂ：０．０１２％以下
Ｂは、粒界に偏析するとともに粒界炭化物を微細分散させることにより、粒界強化に寄与する元素である。しかしながら、Ｂの過剰な添加は融点を低下させ、特に、含有量で０．０１２％を超えると融点の低下が大きくなるので、溶接時に溶融線に近接するＨＡＺの粒界で液化割れを生じてしまう。したがって、添加する場合のＢの含有量は、０．０１２％以下とした。なお、Ｂの含有量は０．０１０％以下とすることが望ましい。一方、前記したＢの効果を確実に得るためには、Ｂ含有量の下限は０．０００１％とすることが好ましく、０．０００５％とすれば一層好ましい。

第３群：Ｃａ：０．０２％以下、Ｍｇ：０．０２％以下およびＲＥＭ：０．１％以下
第３群の元素であるＣａ、ＭｇおよびＲＥＭは、熱間加工性を高める作用を有するので、この効果を得るために上記の元素を添加し、含有させてもよい。以下、第３群の元素について詳しく説明する。

Ｃａ：０．０２％以下
Ｃａは、Ｓとの親和力が大きく、熱間加工性を高める作用を有する。また、僅かではあるが、Ｓの粒界偏析に起因した粗粒ＨＡＺの脆化割れを軽減する効果がある。しかしながら、Ｃａの過剰な添加は酸素との結合による清浄性の低下、換言すれば清浄度の増加を招き、特に、含有量で０．０２％を超えると清浄性の低下が著しくなり、却って熱間加工性を劣化させてしまう。したがって、添加する場合のＣａの含有量は、０．０２％以下とした。なお、Ｃａの含有量は０．０１５％以下とすることが好ましい。一方、前記したＣａの効果を確実に得るためには、Ｃａ含有量の下限は０．０００１％とすることが望ましく、０．００１％とすれば一層望ましい。

Ｍｇ：０．０２％以下
Ｍｇも、Ｓとの親和力が大きく、熱間加工性を高める作用を有する。また、僅かではあるが、Ｓの粒界偏析に起因した粗粒ＨＡＺの脆化割れを軽減する効果がある。しかしながら、Ｍｇの過剰な添加は酸素との結合による清浄性の低下を招き、特に、含有量で０．０２％を超えると清浄性の低下が著しくなり、却って熱間加工性を劣化させてしまう。したがって、添加する場合のＭｇの含有量は、０．０２％以下とした。なお、Ｍｇの含有量は０．０１５％以下とすることが好ましい。一方、前記したＭｇの効果を確実に得るためには、Ｍｇ含有量の下限は０．０００１％とすることが望ましく、０．００１％とすれば一層望ましい。

ＲＥＭ：０．１％以下
ＲＥＭは、Ｓとの親和力が大きく、熱間加工性を高める作用を有する。ＲＥＭには、Ｓの粒界偏析に起因した粗粒ＨＡＺの脆化割れを軽減させる効果もある。しかしながら、ＲＥＭの過剰な添加は酸素との結合による清浄性の低下を招き、特に、含有量で０．１％を超えると清浄性の低下が著しくなり、却って熱間加工性を劣化させてしまう。したがって、添加する場合のＲＥＭの含有量は、０．１％以下とした。なお、ＲＥＭの含有量は０．０８％以下とすることが望ましい。一方、前記したＲＥＭの効果を確実に得るためには、ＲＥＭ含有量の下限は０．００１％とすることが好ましく、０．００５％とすれば一層好ましい。

既に述べたように、「ＲＥＭ」とは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素の総称であり、ＲＥＭの含有量はＲＥＭのうちの１種または２種以上の元素の合計含有量を指す。

なお、上記のＣａ、ＭｇおよびＲＥＭは、そのうちのいずれか１種のみ、または２種以上の複合で含有することができる。

上記の理由から、本発明（４）に係るオーステナイト系ステンレス鋼は、本発明（１）から本発明（３）までのいずれかに係るオーステナイト系ステンレス鋼のＦｅの一部に代えて、下記の第１群から第３群までのいずれかのグループに属する１種以上の元素を含有することと規定した。
第１群：Ｃｕ：４％以下、Ｍｏ：２％以下、Ｗ：２％以下、Ｃｏ：１％以下、Ｔａ：０．１％以下、Ｚｒ：０．１％以下およびＨｆ：０．１％以下、
第２群：Ｂ：０．０１２％以下、
第３群：Ｃａ：０．０２％以下、Ｍｇ：０．０２％以下およびＲＥＭ：０．１％以下。

本発明（１）〜本発明（４）に係るオーステナイト系ステンレス鋼は、溶解に使用する原料について綿密詳細な分析を実施して、特に不純物中のＳｎ、Ａｓ、Ｚｎ、ＰｂおよびＳｂの含有量がそれぞれ、前述のＳｎ：０．１％以下、Ａｓ：０．０１％以下、Ｚｎ：０．０１％以下、Ｐｂ：０．０１％以下およびＳｂ：０．０１％以下で、かつ前記の（１）式および（２）式で表されるＰ１およびＰ２の値がそれぞれ、Ｐ１≦０．０６および０．３≦Ｐ２≦１．７−１０×Ｐ１を満たすものを選択した後、電気炉、ＡＯＤ炉やＶＯＤ炉などを用いて溶製して製造することができる。

次いで、溶製された溶湯を、いわゆる「造塊法」でインゴットに鋳造した後の熱間鍛造または連続鋳造によってスラブ、ブルームやビレットにし、これらを素材として、板材に加工する場合は、例えば、熱間圧延でプレートやコイル状に加工し、また管材に加工する場合は、例えば、熱間押出製管法やマンネスマン製管法で管状に熱間加工する。

すなわち、熱間加工はどのような加工であってもよく、例えば、最終製品が鋼管の場合では、ユジーンセジュルネ法に代表される熱間押出製管法、マンネスマンプラグミル法やマンネスマンマンドレルミル法などに代表されるロール圧延製管法（マンネスマン製管法）を挙げることができる。また、最終製品が鋼板の場合では、通常の厚鋼板や熱延鋼帯の製造方法を挙げることができる。

熱間加工の加工終了温度は、特に規定しないが、１０３０℃以上とするのがよい。これは、加工終了温度が１０３０℃未満になると、Ｎｂ、ＴｉおよびＶの炭窒化物の固溶が不十分になって、クリープ強度や延性が損なわれるためである。

なお、熱間加工後に冷間加工を行ってもよく、冷間加工としては、例えば、最終製品が鋼管の場合では、上記の熱間加工により製造された素管に引き抜き加工を施す冷間抽伸製管法やコールドピルガーミルによる冷間圧延製管法を挙げることができる。また、最終製品が鋼板の場合では、通常の冷延鋼帯の製造方法を挙げることができる。さらに、組織を均一にして強度のより一層の安定化を図るためには、加工歪みを与えて熱処理時に再結晶・整粒化させるのがよいため、冷間加工の場合では最後の加工を断面減少率１０％以上で行って、歪みを付与するのが望ましい。

また、上記の熱間加工後の最終熱処理の加熱温度、または熱間加工後にさらに冷間加工を行った後の最終熱処理の加熱温度は、１０３０℃以上で行えばよい。上記加熱温度の上限は特に規定しないが、１３５０℃を超えると、高温粒界割れや延性低下を引き起こしやすくなるだけでなく、結晶粒が極めて大きくなり、さらに、加工性も著しく低下する。このため、上記加熱温度の上限は１３５０℃とするのがよい。

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１）
表１および表２に示す化学組成を有するオーステナイト系ステンレス鋼である鋼Ａ１、鋼Ａ２、鋼Ｂ１および鋼Ｂ２を電気炉にて溶解し、熱間鍛造、熱間圧延により成形した。次いで、１２００℃に加熱した後に水冷する熱処理を施し、さらにその後、機械加工により厚さ２０ｍｍ、幅５０ｍｍで長さ１００ｍｍの鋼板を作製した。

なお、表１および表２中の鋼Ａ１および鋼Ａ２は化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼である。一方、鋼Ｂ１および鋼Ｂ２はパラメータＰ１およびＰ２の値が本発明で規定する条件から外れた比較例の鋼である。

次いで、上記鋼Ａ１、鋼Ａ２、鋼Ｂ１および鋼Ｂ２の鋼板の長手方向に角度３０°、ルート厚さ１ｍｍのＶ開先を加工した後、被覆アーク溶接棒としてＪＩＳＺ３２２４（１９９９）に規定の「ＤＮｉＣｒＦｅ−３」を用いて、厚さ２５ｍｍ、幅２００ｍｍで長さ２００ｍｍのＪＩＳＧ３１０６（２００４）に規定のＳＭ４００Ｃの市販の鋼板上に、四周を拘束溶接した。

その後、溶接ワイヤとしてＪＩＳＺ３３３４（１９９９）に規定の「ＹＮｉＣｒ−３」を用いて、ＴＩＧ溶接により入熱：９〜１５ｋＪ／ｃｍで開先内に多層溶接を行った。

上記の溶接施工後、６５０℃×３０００時間の時効熱処理を実施して、断面を鏡面研磨した後腐食して、光学顕微鏡で観察した。その結果、鋼Ｂ１および鋼Ｂ２に粗粒ＨＡＺに脆化割れが発生していることが認められた。

そこで次に、前記の厚さ２０ｍｍ、幅５０ｍｍで長さ１００ｍｍの鋼板の板厚中央部から、１２ｍｍ×１２ｍｍ×１００ｍｍの試験片を採取し、粗粒ＨＡＺを模擬した１３５０℃×５ｓのＨＡＺ再現熱サイクルを付与した後、ＨＡＺ再現熱サイクルを付与した均熱部が径６ｍｍ、長さ１０ｍｍの平行部となる段付の丸棒クリープ試験片を切り出し、鋼Ａ１および鋼Ｂ１については、母材の目標強度が３０００時間となる６５０℃、１９６ＭＰａの条件で、また、ＣｒおよびＮｉの含有量が高い鋼Ａ２およひ鋼Ｂ２については、より高いクリープ強度を有するため、母材の目標強度が３０００時間となる６５０℃、２１６ＭＰａの条件で、クリープ破断試験を行った。

表３に、上記クリープ破断試験の結果を示す。なお、表３の「延性」欄における「○」と「×」はそれぞれ、破断絞りが１０％以上であったことおよび破断絞りが１０％未満であったことを示す。また、「クリープ強度」欄における「○」は、破断時間が３０００時間以上であったことを示す。

表３に示すように、溶接継手の時効試験で粗粒ＨＡＺに脆化割れの発生しなかった鋼Ａ１および鋼Ａ２を用いた本発明例である試験番号１および試験番号２の場合、破断絞りは１０％以上と高く、破断時間も３０００時間以上と長い。

これに対して、パラメータＰ１の値が０．０６を超え、しかも、パラメータＰ２の値も〔１．７−１０×Ｐ１〕の値を超え、溶接継手の時効試験で粗粒ＨＡＺに脆化割れの発生した鋼Ｂ１および鋼Ｂ２を用いた比較例の試験番号３および試験番号４の場合は、破断時間は３０００時間以上と長いものの破断絞りが１０％未満で低い。

以上の調査結果から、溶接部の脆化割れ発生、つまり、脆化割れ性感受性がクリープ破断試験における破断絞りによって評価できることが明らかである。

（実施例２）
表４および表５に示す化学組成を有するオーステナイト系ステンレス鋼である鋼Ａ３〜Ａ１３、鋼Ｂ３および鋼Ｂ４を電気炉にて溶解し、熱間鍛造、熱間圧延により成形した。次いで、１２００℃に加熱した後に水冷する熱処理を施し、さらにその後、機械加工により厚さ２０ｍｍ、幅５０ｍｍで長さ１００ｍｍの鋼板を作製した。

なお、表４および表５中の鋼Ａ３〜Ａ１３は化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼である。一方、鋼Ｂ３および鋼Ｂ４はパラメータＰ２の値が本発明で規定する条件から外れた比較例の鋼である。

上記のようにして得た厚さ２０ｍｍ、幅５０ｍｍで長さ１００ｍｍの鋼板の板厚中央部から、１２ｍｍ×１２ｍｍ×１００ｍｍの試験片を採取し、粗粒ＨＡＺを模擬した１３５０℃×５ｓのＨＡＺ再現熱サイクルを付与した後、ＨＡＺ再現熱サイクルを付与した均熱部が径６ｍｍ、長さ１０ｍｍの平行部となる段付の丸棒クリープ試験片を切り出し、鋼Ａ３〜Ａ７および鋼Ｂ３については、母材の目標強度が３０００時間となる６５０℃、１９６ＭＰａの条件で、また、ＣｒおよびＮｉの含有量が高い鋼Ａ８〜Ａ１３およひ鋼Ｂ４については、より高いクリープ強度を有するため、母材の目標強度が３０００時間となる６５０℃、２１６ＭＰａの条件で、クリープ破断試験を行った。

なお、前述の（実施例１）において述べたように、上記クリープ破断試験において、破断絞りが１０％以上の鋼Ａ１および鋼Ａ２には粗粒ＨＡＺ部に脆化割れが発生しなかったことから、破断絞りが１０％以上でかつ破断時間が３０００時間以上のものだけが本発明の目的を達成できるとして「合格」と判定した。

表６に、上記クリープ破断試験の結果を示す。なお、表６の「延性」欄における「○」は破断絞りが１０％以上であったことを示す。また、「クリープ強度」欄における「○」と「×」はそれぞれ、破断時間が３０００時間以上であったことおよび破断時間が３０００時間未満であったことを示す。

表６に示すように、鋼Ａ３〜Ａ１３を用いた本発明例である試験番号５〜１５の場合、破断絞りは１０％以上と高く、破断時間も３０００時間以上と長い。

これに対して、パラメータＰ２の値が０．２を下回る鋼Ｂ３および鋼Ｂ４を用いた比較例の試験番号１６および試験番号１７の場合は、破断絞りは１０％以上と高い値が得られているものの、破断時間が３０００時間未満であってクリープ強度が低い。

前記の（実施例１）およびこの（実施例２）の結果から、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼は、ＨＡＺでの耐脆化割れ性に優れた高強度のオーステナイト系ステンレス鋼であることが明らかである。

Claims

質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１８％、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｎｉ：６〜３０％、Ｃｒ：１５〜３０％、Ｎ：０．０３〜０．３５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０３％以下を含むとともに、Ｎｂ：１．０％以下、Ｖ：０．５％以下およびＴｉ：０．５％以下のうちの１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＰ、Ｓ、Ｓｎ、Ａｓ、Ｚｎ、ＰｂおよびＳｂがそれぞれ、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｓｎ：０．１％以下、Ａｓ：０．０１％以下、Ｚｎ：０．０１％以下、Ｐｂ：０．０１％以下およびＳｂ：０．０１％以下で、かつ下記の（１）式および（２）式で表されるＰ１およびＰ２の値がそれぞれ、Ｐ１≦０．０６および０．２≦Ｐ２≦１．７−１０×Ｐ１を満足することを特徴とするオーステナイト系ステンレス鋼。
Ｐ１＝Ｓ＋｛（Ｐ＋Ｓｎ）／２｝＋｛（Ａｓ＋Ｚｎ＋Ｐｂ＋Ｓｂ）／５｝・・・（１）
Ｐ２＝Ｎｂ＋２（Ｖ＋Ｔｉ）・・・（２）
ここで、（１）式および（２）式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。
質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｎｉ：６〜１３％、Ｃｒ：１５〜２５％、Ｎ：０．０３〜０．１５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０３％以下を含むとともに、Ｎｂ：１．０％以下、Ｖ：０．５％以下およびＴｉ：０．５％以下のうちの１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＰ、Ｓ、Ｓｎ、Ａｓ、Ｚｎ、ＰｂおよびＳｂがそれぞれ、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｓｎ：０．１％以下、Ａｓ：０．０１％以下、Ｚｎ：０．０１％以下、Ｐｂ：０．０１％以下およびＳｂ：０．０１％以下で、かつ下記の（１）式および（２）式で表されるＰ１およびＰ２の値がそれぞれ、Ｐ１≦０．０６および０．３≦Ｐ２≦１．７−１０×Ｐ１を満足することを特徴とするオーステナイト系ステンレス鋼。
Ｐ１＝Ｓ＋｛（Ｐ＋Ｓｎ）／２｝＋｛（Ａｓ＋Ｚｎ＋Ｐｂ＋Ｓｂ）／５｝・・・（１）
Ｐ２＝Ｎｂ＋２（Ｖ＋Ｔｉ）・・・（２）
ここで、（１）式および（２）式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。
質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１８％、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｎｉ：１３％を超えて３０％以下、Ｃｒ：１５〜３０％、Ｎ：０．１０〜０．３５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０３％以下を含むとともに、Ｎｂ：１．０％以下、Ｖ：０．５％以下およびＴｉ：０．５％以下のうちの１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＰ、Ｓ、Ｓｎ、Ａｓ、Ｚｎ、ＰｂおよびＳｂがそれぞれ、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｓｎ：０．１％以下、Ａｓ：０．０１％以下、Ｚｎ：０．０１％以下、Ｐｂ：０．０１％以下およびＳｂ：０．０１％以下で、かつ下記の（１）式および（２）式で表されるＰ１およびＰ２の値がそれぞれ、Ｐ１≦０．０６および０．２≦Ｐ２≦１．３−１０×Ｐ１を満足することを特徴とするオーステナイト系ステンレス鋼。
Ｐ１＝Ｓ＋｛（Ｐ＋Ｓｎ）／２｝＋｛（Ａｓ＋Ｚｎ＋Ｐｂ＋Ｓｂ）／５｝・・・（１）
Ｐ２＝Ｎｂ＋２（Ｖ＋Ｔｉ）・・・（２）
ここで、（１）式および（２）式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。
Ｆｅの一部に代えて、質量％で、下記の第１群から第３群までのいずれかのグループに属する１種以上の元素を含有することを特徴とする請求項１から３までのいずれかに記載のオーステナイト系ステンレス鋼。
第１群：Ｃｕ：４％以下、Ｍｏ：２％以下、Ｗ：２％以下、Ｃｏ：１％以下、Ｔａ：０．１％以下、Ｚｒ：０．１％以下およびＨｆ：０．１％以下
第２群：Ｂ：０．０１２％以下
第３群：Ｃａ：０．０２％以下、Ｍｇ：０．０２％以下および希土類元素：０．１％以下