JP6245023B2 - Austenitic heat resistant steel - Google Patents

Description

本発明は、耐熱鋼に関し、さらに詳しくは、オーステナイト系耐熱鋼に関する。   The present invention relates to a heat resistant steel, and more particularly to an austenitic heat resistant steel.

石炭火力発電は、国内の電力供給に利用されている。石炭は石油と異なり、世界中で産出され、その価格も比較的安定している。そのため、石炭火力発電は今後も広く活用されると予想される。   Coal-fired power generation is used for domestic power supply. Unlike oil, coal is produced all over the world and its price is relatively stable. Therefore, coal-fired power generation is expected to be widely used in the future.

しかしながら、他の発電システムと比較して、石炭火力発電では、単位発電量当たりのＣＯ₂排出量が高い。そのため、石炭火力発電では、発電効率を高めてＣＯ₂排出量を抑制することが要求されている。 However, compared to other power generation systems, CO ₂ emissions per unit power generation are higher in coal-fired power generation. Therefore, in coal-fired power generation, it is required to increase power generation efficiency and suppress CO ₂ emissions.

発電効率を高めるには、発電に用いられる蒸気の温度及び圧力を高める必要がある。現在の発電では、蒸気温度が６００℃程度、圧力が２５ＭＰａ程度であり、発電効率が４２％程度である。そこで、蒸気温度を７００℃以上まで高めて発電効率を４６〜４８％まで高めた石炭火力発電プラントの開発が進められている。   In order to increase power generation efficiency, it is necessary to increase the temperature and pressure of steam used for power generation. In current power generation, the steam temperature is about 600 ° C., the pressure is about 25 MPa, and the power generation efficiency is about 42%. Therefore, development of a coal-fired power plant in which the steam temperature is increased to 700 ° C. or higher and the power generation efficiency is increased to 46 to 48% is underway.

蒸気温度の高温化に伴い、発電プラントの過熱器官及び蒸気配管といったボイラ部材に利用される鋼材には高いクリープ強度が求められている。従来の過熱器官では、ＳＵＳ３０４Ｈ、ＳＵＳ３１６Ｈ、ＳＵＳ３４７Ｈ等のオーステナイト系耐熱鋼が利用されている。しかしながら、蒸気温度が７００℃以上となる環境において、これらのオーステナイト系耐熱鋼のクリープ強度は低い。したがって、上述の高温環境においても、優れたクリープ強度を有する耐熱鋼が求められている。   As the steam temperature rises, high creep strength is required for steel materials used for boiler members such as superheated organs and steam pipes in power plants. In conventional superheated organs, austenitic heat resistant steels such as SUS304H, SUS316H, and SUS347H are used. However, in an environment where the steam temperature is 700 ° C. or higher, the creep strength of these austenitic heat resistant steels is low. Therefore, there is a demand for heat resistant steel having excellent creep strength even in the high temperature environment described above.

高温環境においても優れたクリープ強度を有する耐熱鋼が、特開２００４−３０００号公報（特許文献１）、国際公開第２００９／１５４１６１号（特許文献２）及び国際公開第２０１０／０３８８２６号（特許文献３）、特開２０１１−１９５８８０号公報（特許文献４）及び特開２０１２−４６７９６号公報（特許文献５）に提案されている。   Heat resistant steels having excellent creep strength even in a high temperature environment are disclosed in Japanese Patent Application Laid-Open No. 2004-3000 (Patent Document 1), International Publication No. 2009/154161 (Patent Document 2) and International Publication No. 2010/038826 (Patent Document). 3), Japanese Unexamined Patent Application Publication No. 2011-195880 (Patent Document 4) and Japanese Unexamined Patent Application Publication No. 2012-46796 (Patent Document 5).

特許文献１に開示されたオーステナイト系ステンレス鋼は、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１２％、Ｓｉ：０．１〜１％、Ｍｎ：０．１〜２％、Ｃｒ：２０％以上２８％未満、Ｎｉ：３５％を超え５０％以下、Ｗ：４〜１０％、Ｔｉ：０．０１〜０．３％、Ｎｂ：０．０１〜１％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００５〜０．０４％、およびＢ：０．０００５〜０．０１％を含み、残部はＦｅおよび不純物からなる。そして、不純物としてのＰが０．０４％以下、Ｓが０．０１０％以下、Ｍｏが０．５％未満、Ｎが０．０２％未満、Ｏ（酸素）が０．００５％以下である。   The austenitic stainless steel disclosed in Patent Document 1 is in mass%, C: 0.03 to 0.12%, Si: 0.1 to 1%, Mn: 0.1 to 2%, Cr: 20% More than 28%, Ni: more than 35% and 50% or less, W: 4 to 10%, Ti: 0.01 to 0.3%, Nb: 0.01 to 1%, sol. Al: 0.0005% to 0.04% and B: 0.0005% to 0.01%, with the balance being Fe and impurities. P as an impurity is 0.04% or less, S is 0.010% or less, Mo is less than 0.5%, N is less than 0.02%, and O (oxygen) is 0.005% or less.

特許文献２に開示されたオーステナイト系耐熱合金は、質量％で、Ｃ：０．０２％を超えて０．１５％以下、Ｓｉ：２％以下、Ｍｎ：３％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：２８〜３８％、Ｎｉ：４０％を超えて６０％以下、Ｗ：３％を超えて１５％以下、Ｔｉ：０．０５〜１．０％、Ｚｒ：０．００５〜０．２％、Ａｌ：０．０１〜０．３％を含有し、かつ、Ｎ：０．０２％以下、Ｍｏ：０．５％未満であり、残部がＦｅおよび不純物からなり、さらに、Ｐ≦３／｛２００（Ｔｉ＋８．５×Ｚｒ）｝、１．３５×Ｃｒ≦Ｎｉ≦１．８５×Ｃｒ、及びＡｌ≧１．５×Ｚｒを満たす。   The austenitic heat-resistant alloy disclosed in Patent Document 2 is in mass%, C: more than 0.02% and 0.15% or less, Si: 2% or less, Mn: 3% or less, P: 0.03% Hereinafter, S: 0.01% or less, Cr: 28 to 38%, Ni: more than 40% to 60% or less, W: more than 3% to 15% or less, Ti: 0.05 to 1.0%, Zr: 0.005 to 0.2%, Al: 0.01 to 0.3%, N: 0.02% or less, Mo: less than 0.5%, the balance being Fe and impurities Further, P ≦ 3 / {200 (Ti + 8.5 × Zr)}, 1.35 × Cr ≦ Ni ≦ 1.85 × Cr, and Al ≧ 1.5 × Zr are satisfied.

特許文献３に開示されたＮｉ基耐熱合金は、質量％で、Ｃ：０．１％以下、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：１％以下、Ｃｒ：１５％以上２８％未満、Ｆｅ：１５％以下、Ｗ：５％を超えて２０％以下、Ａｌ：０．５％を超えて２％以下、Ｔｉ：０．５％を超えて２％以下、Ｎｄ：０．００１〜０．１％、Ｂ：０．０００５〜０．０１％を含み、残部がＮｉおよび不純物からなり、不純物中のＰ、Ｓ、Ｓｎ、Ｐｂ、Ｓｂ、ＺｎおよびＡｓがそれぞれ、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｓｎ：０．０２０％以下、Ｐｂ：０．０１０％以下、Ｓｂ：０．００５％以下、Ｚｎ：０．００５％以下、Ａｓ：０．００５％以下であり、さらに、０．０１５≦Ｎｄ＋１３．４×Ｂ≦０．１３、Ｓｎ＋Ｐｂ≦０．０２５、及び、Ｓｂ＋Ｚｎ＋Ａｓ≦０．０１０を満たす。   The Ni-base heat-resistant alloy disclosed in Patent Document 3 is in mass%, C: 0.1% or less, Si: 1% or less, Mn: 1% or less, Cr: 15% or more and less than 28%, Fe: 15% Hereinafter, W: more than 5% to 20% or less, Al: more than 0.5% to 2% or less, Ti: more than 0.5% to 2% or less, Nd: 0.001 to 0.1%, B: 0.0005-0.01% is included, the balance is made of Ni and impurities, and P, S, Sn, Pb, Sb, Zn and As in the impurities are P: 0.03% or less, S: 0.01% or less, Sn: 0.020% or less, Pb: 0.010% or less, Sb: 0.005% or less, Zn: 0.005% or less, As: 0.005% or less, 0.015 ≦ Nd + 13.4 × B ≦ 0.13, Sn + Pb ≦ 0.025, and Sb + Zn + As ≦ 0.0 Satisfying 0.

特許文献４に開示された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。   The austenitic stainless steel disclosed in Patent Document 4 contains, by mass%, Cr: 17 to 19%, Ni: 30 to 32%, Nb: 3.0 to 3.6%, with the balance being Fe and impurities. Consists of.

特許文献５に開示されたオーステナイト系ステンレス鋼は、質量％で、Ｃｒ：１５〜２５％、Ｎｉ：２０〜４０％、及び、Ｎｂ：２．３〜５．０％を含有し、かつ、Ｚｒ：０．００１〜０．５０％、及び／又は、Ｎｄ：０．００１〜０．３０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる。   The austenitic stainless steel disclosed in Patent Document 5 contains, by mass%, Cr: 15 to 25%, Ni: 20 to 40%, and Nb: 2.3 to 5.0%, and Zr. : 0.001 to 0.50% and / or Nd: 0.001 to 0.30%, with the balance being Fe and impurities.

特開２００４−３０００号公報JP 2004-3000 A 国際公開第２００９／１５４１６１号International Publication No. 2009/154161 国際公開第２０１０／０３８８２６号International Publication No. 2010/038826 特開２０１１−１９５８８０号公報JP 2011-195880 A 特開２０１２−４６７９６号公報JP 2012-46796 A

しかしながら、特許文献１及び２に開示された鋼では、７００℃以上の高温環境において、クリープ強度及び靭性が低くなる場合があり得る。特許文献３に開示されたＮｉ基耐熱合金は高強度である。しかしながら、Ｎｉ含有量が高いため、製造コストも高くなる。特許文献４及び５のオーステナイト系ステンレス鋼では、７００℃以上の高温環境において、クリープ強度及び靭性が低くなる場合があり得る。   However, the steels disclosed in Patent Documents 1 and 2 may have low creep strength and toughness in a high temperature environment of 700 ° C. or higher. The Ni-base heat-resistant alloy disclosed in Patent Document 3 has high strength. However, since Ni content is high, manufacturing cost also becomes high. In the austenitic stainless steels of Patent Documents 4 and 5, creep strength and toughness may be lowered in a high temperature environment of 700 ° C. or higher.

本発明の目的は、７００℃以上の高温環境において優れたクリープ強度及び靭性を有するオーステナイト系耐熱鋼を提供することである。   An object of the present invention is to provide an austenitic heat resistant steel having excellent creep strength and toughness in a high temperature environment of 700 ° C. or higher.

本実施形態のオーステナイト系耐熱鋼は、質量％で、Ｃ：０．０２％未満、Ｓｉ：０．００５〜２．０％、Ｍｎ：２％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：１４〜２４％、Ｎｉ：２５〜３５％未満、Ｚｒ：０．００５〜０．３％、Ｈｆ：０〜０．２％、Ｂ：０．０００４〜０．０１％、Ｃｕ：０．１〜５．０％、Ａｌ：０．００５〜０．３％、Ｎ：０．０２％以下、及び、Ｏ：０．０１％以下を含有し、さらに、Ｔｉ：２．５％以下、Ｖ：２．５％以下、及び、Ｔａ：２．０％以下からなる群から選択される１種又は２種以上を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）〜式（３）を満たす。
０．００８≦Ｚｒ＋Ｈｆ／２≦０．３５ （１）
０．５≦（３Ａｌ＋３Ｓｉ＋１５）／｛１０００×（１０Ｂ×（２Ｚｒ＋Ｈｆ／２）＋０．００１）｝≦１３．５ （２）
０．５≦１００Ｂ×（Ｚｒ＋Ｈｆ／２＋１２）／（２Ｔｉ＋２Ｖ＋Ｔａ／２）≦６．５ （３）
ここで、式（１）〜（３）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。 The austenitic heat-resisting steel of the present embodiment is mass%, C: less than 0.02%, Si: 0.005 to 2.0%, Mn: 2% or less, P: 0.04% or less, S: 0 0.01% or less, Cr: 14 to 24%, Ni: 25 to less than 35%, Zr: 0.005 to 0.3%, Hf: 0 to 0.2%, B: 0.0004 to 0.01% Cu: 0.1-5.0%, Al: 0.005-0.3%, N: 0.02% or less, and O: 0.01% or less, and Ti: 2. 5% or less, V: 2.5% or less, and Ta: containing 1 or 2 or more types selected from the group consisting of 2.0% or less, with the balance consisting of Fe and impurities, the formula (1) -Formula (3) is satisfy | filled.
0.008 ≦ Zr + Hf / 2 ≦ 0.35 (1)
0.5 ≦ (3Al + 3Si + 15) / {1000 × (10B × (2Zr + Hf / 2) +0.001)} ≦ 13.5 (2)
0.5 ≦ 100B × (Zr + Hf / 2 + 12) / (2Ti + 2V + Ta / 2) ≦ 6.5 (3)
Here, the content (mass%) of the corresponding element is substituted for each element symbol in the formulas (1) to (3).

上記オーステナイト系耐熱鋼はさらに、Ｆｅの一部に代えて、第１群〜第４群から選択された１種又は２種以上を含有してもよい。
第１群：Ｃｏ：５％以下、
第２群：Ｗ：７．０％以下、Ｍｏ：３．０％以下、
第３群：Ｃａ：０．０５％以下、Ｍｇ：０．０５％以下及び希土類元素（ＲＥＭ）：０．２%以下、及び、
第４群：Ｒｅ：３％以下。 The austenitic heat-resistant steel may further contain one or more selected from the first group to the fourth group in place of part of Fe.
First group: Co: 5% or less,
Second group: W: 7.0% or less, Mo: 3.0% or less,
Group 3: Ca: 0.05% or less, Mg: 0.05% or less, and rare earth elements (REM): 0.2% or less, and
Group 4: Re: 3% or less.

本実施形態によるオーステナイト系耐熱鋼は、７００℃以上の高温環境においても優れたクリープ強度及び靭性を有する。   The austenitic heat resistant steel according to the present embodiment has excellent creep strength and toughness even in a high temperature environment of 700 ° C. or higher.

本発明者らは、７００℃以上の高温環境でのオーステナイト系耐熱鋼のクリープ強度及び靭性について調査及び検討を行い、次の知見を得た。   The present inventors investigated and examined the creep strength and toughness of austenitic heat resistant steel in a high temperature environment of 700 ° C. or higher, and obtained the following knowledge.

（Ａ）７００℃以上の高温環境において、炭化物で強化する場合よりも、金属間化合物で強化した方がクリープ強度が高くなる。上記高温環境では、炭化物は熱的に不安定になるのに対して、金属間化合物は熱的に安定しているためである。   (A) In a high temperature environment of 700 ° C. or higher, the creep strength is higher when strengthened with an intermetallic compound than when strengthened with carbide. This is because, in the high temperature environment, carbides are thermally unstable, whereas intermetallic compounds are thermally stable.

（Ｂ）Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ及びＴａからなる群から選択される１種又は２種以上が鋼に含有された場合、Ｆｅ₂Ｍ、Ｎｉ₃Ｍ（Ｍは、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ）の金属間化合物が粒界及び粒内に析出する。この場合、高いクリープ強度が得られる。しかしながら、Ｎｂは、オーステナイト系耐熱鋼の熱間加工性及び靭性を低下する。そのため、クリープ強度を高めるために、Ｔｉ、Ｖ及びＴａからなる群から選択される１種又は２種以上を含有する。 (B) When one or more selected from the group consisting of Ti, V, Nb and Ta are contained in the steel, Fe ₂ M, Ni ₃ M (M is Ti, V, Nb, Ta) The intermetallic compound precipitates at the grain boundaries and within the grains. In this case, high creep strength is obtained. However, Nb reduces the hot workability and toughness of the austenitic heat resistant steel. Therefore, in order to raise creep strength, 1 type or 2 types or more selected from the group which consists of Ti, V, and Ta are contained.

（Ｃ）Ｔｉ、Ｖ及びＴａからなる群から選択される１種又は２種以上を含有する耐熱鋼に、Ｚｒ及び／又はＨｆを含有すれば、クリープ強度がさらに高まる。Ｚｒ及びＨｆがＴｉ、Ｖ及びＴａにより形成される金属間化合物に固溶して、金属間化合物を熱力学的に安定化するためと考えられる。具体的には、式（１）を満たすＺｒ及び／又はＨｆが含有されれば、７００℃以上の高温環境において、クリープ強度が高まる。
０．００８≦Ｚｒ＋Ｈｆ／２≦０．３５ （１）
ここで、式（１）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。 (C) If Zr and / or Hf is contained in a heat resistant steel containing one or more selected from the group consisting of Ti, V and Ta, the creep strength is further increased. It is considered that Zr and Hf are dissolved in the intermetallic compound formed by Ti, V, and Ta to stabilize the intermetallic compound thermodynamically. Specifically, if Zr and / or Hf satisfying the formula (1) is contained, the creep strength is increased in a high temperature environment of 700 ° C. or higher.
0.008 ≦ Zr + Hf / 2 ≦ 0.35 (1)
Here, the content (mass%) of the corresponding element is substituted for each element symbol in the formula (1).

（Ｄ）上記耐熱鋼にＢを含有すればさらに、クリープ強度が高まる。Ｂは粒界に偏析し、粒界における金属間化合物の析出を促進するためと考えられる。耐熱鋼にＢが含有されれば、粒界強度が高まり、クリープ強度が高まる。   (D) If B is contained in the heat-resistant steel, the creep strength is further increased. It is considered that B segregates at the grain boundary and promotes precipitation of intermetallic compounds at the grain boundary. If B is contained in the heat-resistant steel, the grain boundary strength increases and the creep strength increases.

（Ｅ）Ｚｒ、Ｈｆ及びＢが酸化物又は窒化物を形成すれば、上記効果が得られない。Ｚｒ、Ｈｆ及びＢは、金属間化合物に固溶することで、上記効果が発生すると考えられる。そのため、Ｚｒ、Ｈｆ及びＢの酸化及び窒化を抑制する方が好ましい。そこで、Ａｌ及びＳｉを含有して、Ａｌ及びＳｉに酸素及び窒素を固定させ、Ｚｒ、Ｈｆ及びＢの酸化及び窒化を抑制する。具体的には、Ａｌ含有量及びＳｉ含有量が式（２）を満たせば、Ｚｒ、Ｈｆ及びＢがクリープ強度の向上に寄与する。
０．５≦（３Ａｌ＋３Ｓｉ＋１５）／｛１０００×（１０Ｂ×（２Ｚｒ＋Ｈｆ／２）＋０．００１）｝≦１３．５ （２）
ここで、式（２）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。 (E) If Zr, Hf and B form an oxide or nitride, the above effect cannot be obtained. Zr, Hf, and B are considered to generate the above-mentioned effects by dissolving in an intermetallic compound. Therefore, it is preferable to suppress oxidation and nitridation of Zr, Hf and B. Therefore, Al and Si are contained, oxygen and nitrogen are fixed to Al and Si, and oxidation and nitridation of Zr, Hf and B are suppressed. Specifically, if the Al content and the Si content satisfy the formula (2), Zr, Hf and B contribute to the improvement of the creep strength.
0.5 ≦ (3Al + 3Si + 15) / {1000 × (10B × (2Zr + Hf / 2) +0.001)} ≦ 13.5 (2)
Here, the content (mass%) of the corresponding element is substituted for each element symbol in the formula (2).

（Ｆ）Ｔｉ、Ｖ及びＴａ含有量に対して、Ｚｒ、Ｈｆ及びＢ含有量が過剰に高かったり、低かったりすれば、金属間化合物を適切に安定化できず、耐熱鋼の靭性も低下する。Ｔｉ、Ｖ及びＴａ含有量と、Ｚｒ、Ｈｆ及びＢ含有量とが式（３）を満たせば、高い靭性及び高いクリープ強度が得られる。
０．５≦１００Ｂ×（Ｚｒ＋Ｈｆ／２＋１２）／（２Ｔｉ＋２Ｖ＋Ｔａ／２）≦６．５ （３）
ここで、式（１）〜（３）中の各元素記号には、対応する元素の含有量が代入される。 (F) If the Zr, Hf, and B contents are excessively high or low relative to the Ti, V, and Ta contents, the intermetallic compound cannot be properly stabilized, and the toughness of the heat-resistant steel is also reduced. . If the Ti, V and Ta contents and the Zr, Hf and B contents satisfy the formula (3), high toughness and high creep strength can be obtained.
0.5 ≦ 100B × (Zr + Hf / 2 + 12) / (2Ti + 2V + Ta / 2) ≦ 6.5 (3)
Here, the content of the corresponding element is substituted for each element symbol in the formulas (1) to (3).

（Ｇ）さらに、耐熱鋼にＣｕを含有すれば、鋼中でＣｕ相が析出する。この場合、金属間化合物の析出強化だけでなく、Ｃｕ相の析出強化も利用でき、クリープ強度がさらに高まる。   (G) Furthermore, if Cu is contained in the heat-resistant steel, a Cu phase is precipitated in the steel. In this case, not only the precipitation strengthening of the intermetallic compound but also the precipitation strengthening of the Cu phase can be used, and the creep strength is further increased.

以上の知見に基づいて完成した本実施形態のオーステナイト系耐熱鋼は、質量％で、Ｃ：０．０２％未満、Ｓｉ：０．００５〜２．０％、Ｍｎ：２％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：１４〜２４％、Ｎｉ：２５〜３５％未満、Ｚｒ：０．００５〜０．３％、Ｈｆ：０〜０．２％、Ｂ：０．０００４〜０．０１％、Ｃｕ：０．１〜５．０％、Ａｌ：０．００５〜０．３％、Ｎ：０．０２％以下、及び、Ｏ：０．０１％以下を含有し、さらに、Ｔｉ：２．５％以下、Ｖ：２．５％以下、及び、Ｔａ：２．０％以下からなる群から選択される１種又は２種以上を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）〜式（３）を満たす。
０．００８≦Ｚｒ＋Ｈｆ／２≦０．３５ （１）
０．５≦（３Ａｌ＋３Ｓｉ＋１５）／｛１０００×（１０Ｂ（２Ｚｒ＋Ｈｆ／２）＋０．００１）｝≦１３．５ （２）
０．５≦１００Ｂ×（Ｚｒ＋Ｈｆ／２＋１２）／（２Ｔｉ＋２Ｖ＋Ｔａ／２）≦６．５ （３）
ここで、式（１）〜（３）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。 The austenitic heat-resisting steel of this embodiment completed based on the above knowledge is mass%, C: less than 0.02%, Si: 0.005 to 2.0%, Mn: 2% or less, P: 0. 0.04% or less, S: 0.01% or less, Cr: 14 to 24%, Ni: 25 to less than 35%, Zr: 0.005 to 0.3%, Hf: 0 to 0.2%, B: 0.0004 to 0.01%, Cu: 0.1 to 5.0%, Al: 0.005 to 0.3%, N: 0.02% or less, and O: 0.01% or less And further containing at least one selected from the group consisting of Ti: 2.5% or less, V: 2.5% or less, and Ta: 2.0% or less, with the balance being Fe and It consists of impurities and satisfies the formulas (1) to (3).
0.008 ≦ Zr + Hf / 2 ≦ 0.35 (1)
0.5 ≦ (3Al + 3Si + 15) / {1000 × (10B (2Zr + Hf / 2) +0.001)} ≦ 13.5 (2)
0.5 ≦ 100B × (Zr + Hf / 2 + 12) / (2Ti + 2V + Ta / 2) ≦ 6.5 (3)
Here, the content (mass%) of the corresponding element is substituted for each element symbol in the formulas (1) to (3).

上記オーステナイト系耐熱鋼はさらに、Ｆｅの一部に代えて、第１群〜第４群から選択された１種又は２種以上を含有してもよい。
第１群：Ｃｏ：５％以下、
第２群：Ｗ：７．０％以下、Ｍｏ：３．０％以下、
第３群：Ｃａ：０．０５％以下、Ｍｇ：０．０５％以下及び希土類元素（ＲＥＭ）：０．２%以下、及び、
第４群：Ｒｅ：３％以下。
以下、本実施形態のオーステナイト系耐熱鋼について詳述する。 The austenitic heat-resistant steel may further contain one or more selected from the first group to the fourth group in place of part of Fe.
First group: Co: 5% or less,
Second group: W: 7.0% or less, Mo: 3.0% or less,
Group 3: Ca: 0.05% or less, Mg: 0.05% or less, and rare earth elements (REM): 0.2% or less, and
Group 4: Re: 3% or less.
Hereinafter, the austenitic heat resistant steel of this embodiment will be described in detail.

［化学組成］
本実施形態のオーステナイト系耐熱鋼は、次の化学組成を有する。 [Chemical composition]
The austenitic heat resistant steel of this embodiment has the following chemical composition.

Ｃ：０．０２％未満
炭素（Ｃ）は、不可避的に含有される。Ｃは、従前のオーステナイト系耐熱鋼では、炭化物を形成してクリープ強度を高めるために利用される。しかしながら、本実施形態では、炭化物に代えて、金属間化合物によりクリープ強度を高める。Ｃ含有量が高すぎれば、金属間化合物の析出量が減少し、クリープ強度が低下する。Ｃ含有量が高すぎればさらに、炭化物が過剰に析出して鋼の靭性を低下する。したがって、Ｃ含有量は０．０２％未満である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．００３％であり、さらに好ましくは０．００５％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．０１５％であり、さらに好ましくは０．０１２％である。 C: Less than 0.02% Carbon (C) is inevitably contained. C is used to form a carbide and increase the creep strength in the conventional austenitic heat-resistant steel. However, in this embodiment, the creep strength is increased by an intermetallic compound instead of the carbide. If the C content is too high, the amount of precipitation of the intermetallic compound decreases, and the creep strength decreases. If the C content is too high, the carbide further precipitates to reduce the toughness of the steel. Accordingly, the C content is less than 0.02%. The minimum with preferable C content is 0.003%, More preferably, it is 0.005%. The upper limit with preferable C content is 0.015%, More preferably, it is 0.012%.

Ｓｉ：０．００５〜２．０％
シリコン（Ｓｉ）は鋼を脱酸する。Ｓｉはさらに、鋼の耐酸化性及び耐水蒸気酸化性を高める。Ｓｉはさらに、酸素（Ｏ）と優先的に結合して酸化物を形成し、Ｚｒ、Ｈｆ及びＢが酸化するのを抑制する。Ｓｉ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｓｉ含有量が高すぎれば、鋼の熱間加工性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．００５〜２．０％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．００５％よりも高く、さらに好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０３％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は２．０％未満であり、さらに好ましくは１．０％であり、さらに好ましくは０．５％である。 Si: 0.005 to 2.0%
Silicon (Si) deoxidizes steel. Si further increases the oxidation resistance and steam oxidation resistance of the steel. Si further preferentially bonds with oxygen (O) to form an oxide, and suppresses oxidation of Zr, Hf, and B. If the Si content is too low, the above effect cannot be obtained. On the other hand, if the Si content is too high, the hot workability of the steel decreases. Therefore, the Si content is 0.005 to 2.0%. The minimum with preferable Si content is higher than 0.005%, More preferably, it is 0.01%, More preferably, it is 0.03%. The upper limit with preferable Si content is less than 2.0%, More preferably, it is 1.0%, More preferably, it is 0.5%.

Ｍｎ：２％以下
マンガン（Ｍｎ）は不可避的に含有される。Ｍｎは鋼中のＳと結合してＭｎＳを形成し、鋼の熱間加工性を高める。しかしながら、Ｍｎ含有量が高すぎれば、鋼の熱間加工性及び溶接性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は２％以下である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．１％であり、さらに好ましくは０．２％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は２％未満であり、さらに好ましくは１．５％であり、さらに好ましくは１．３％である。 Mn: 2% or less Manganese (Mn) is inevitably contained. Mn combines with S in the steel to form MnS and enhances the hot workability of the steel. However, if the Mn content is too high, the hot workability and weldability of the steel are reduced. Therefore, the Mn content is 2% or less. The minimum with preferable Mn content is 0.1%, More preferably, it is 0.2%. The upper limit with preferable Mn content is less than 2%, More preferably, it is 1.5%, More preferably, it is 1.3%.

Ｃｒ：１４〜２４％
クロム（Ｃｒ）は、鋼の耐酸化性、耐水蒸気酸化性及び耐食性を高める。７００℃以上の高温環境において、Ｃｒは、鋼の表面近傍にクロミア（Ｃｒ₂Ｏ₃）皮膜を形成する。これにより、高い耐酸化性、耐水蒸気酸化性及び耐食性が得られる。Ｃｒ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｃｒ含有量が高すぎれば、クリープ強度が低下する。Ｃｒ含有量が高すぎればさらに、オーステナイト組織を安定化するため、Ｎｉ含有量を増加しなければならず、製造コストが高くなる。Ｃｒ含有量が高すぎればさらに、鋼の溶接性も低下する。したがって、Ｃｒ含有量は１４〜２４％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は１４％よりも高く、さらに好ましくは１６％であり、さらに好ましくは１７％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は２４％未満であり、さらに好ましくは２３％であり、さらに好ましくは２２％である。 Cr: 14-24%
Chromium (Cr) improves the oxidation resistance, steam oxidation resistance and corrosion resistance of steel. In a high temperature environment of 700 ° C. or higher, Cr forms a chromia (Cr ₂ O ₃ ) film in the vicinity of the steel surface. Thereby, high oxidation resistance, steam oxidation resistance, and corrosion resistance are obtained. If the Cr content is too low, the above effect cannot be obtained. On the other hand, if the Cr content is too high, the creep strength decreases. If the Cr content is too high, the austenite structure is further stabilized, so that the Ni content must be increased, resulting in an increase in manufacturing cost. If the Cr content is too high, the weldability of the steel is further reduced. Therefore, the Cr content is 14 to 24%. The minimum with preferable Cr content is higher than 14%, More preferably, it is 16%, More preferably, it is 17%. The upper limit with preferable Cr content is less than 24%, More preferably, it is 23%, More preferably, it is 22%.

Ｎｉ：２５〜３５％未満
ニッケル（Ｎｉ）は、オーステナイト組織を安定化する。Ｎｉはさらに、鋼の耐食性を高める。Ｎｉ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｎｉ含有量が高すぎれば、製造コストが高くなる。Ｎｉ含有量が高すぎればさらに、クリープ強度が低下する。したがって、Ｎｉ含有量は２５〜３５％未満である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は２５％よりも高く、さらに好ましくは２６％であり、さらに好ましくは２７％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は３３％であり、さらに好ましくは３２％である。 Ni: 25 to less than 35% Nickel (Ni) stabilizes the austenite structure. Ni further enhances the corrosion resistance of the steel. If the Ni content is too low, the above effect cannot be obtained. On the other hand, if the Ni content is too high, the manufacturing cost increases. If the Ni content is too high, the creep strength further decreases. Therefore, the Ni content is less than 25 to 35%. The minimum with preferable Ni content is higher than 25%, More preferably, it is 26%, More preferably, it is 27%. The upper limit with preferable Ni content is 33%, More preferably, it is 32%.

Ｐ：０．０４％以下
燐（Ｐ）は不純物である。Ｐは鋼の溶接性及び熱間加工性を低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０４％以下である。好ましいＰ含有量は０．０３％以下である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。 P: 0.04% or less Phosphorus (P) is an impurity. P decreases the weldability and hot workability of steel. Therefore, the P content is 0.04% or less. A preferable P content is 0.03% or less. The P content is preferably as low as possible.

Ｓ：０．０１％以下
硫黄（Ｓ）は不純物である。Ｓは鋼の溶接性及び熱間加工性を低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０１％以下である。好ましいＳ含有量は０．００８％以下である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。 S: 0.01% or less Sulfur (S) is an impurity. S decreases the weldability and hot workability of steel. Therefore, the S content is 0.01% or less. A preferable S content is 0.008% or less. The S content is preferably as low as possible.

Ａｌ：０．００５〜０．３％
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼を脱酸する。Ａｌはさらに、酸素（Ｏ）及び窒素（Ｎ）と優先的に結合して酸化物及び窒化物を形成し、Ｏ及びＮを固定する。これにより、Ｚｒ、Ｈｆ及びＢが酸化及び窒化するのが抑制され、クリープ強度が高まる。Ａｌ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ａｌ含有量が高すぎれば、組織安定性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．００５〜０．３％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．００５％よりも高く、さらに好ましくは０．００８％であり、さらに好ましくは０．０１％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．３％未満であり、さらに好ましくは０．２５％であり、さらに好ましくは０．２０％である。本実施形態におけるＡｌ含有量はｓｏｌ．Ａｌ（酸可溶Ａｌ）の含有量を意味する。 Al: 0.005-0.3%
Aluminum (Al) deoxidizes steel. Al further preferentially combines with oxygen (O) and nitrogen (N) to form oxides and nitrides, fixing O and N. Thereby, it is suppressed that Zr, Hf, and B are oxidized and nitrided, and the creep strength is increased. If the Al content is too low, the above effect cannot be obtained. On the other hand, if the Al content is too high, the structure stability is lowered. Therefore, the Al content is 0.005 to 0.3%. The minimum with preferable Al content is higher than 0.005%, More preferably, it is 0.008%, More preferably, it is 0.01%. The upper limit with preferable Al content is less than 0.3%, More preferably, it is 0.25%, More preferably, it is 0.20%. The Al content in the present embodiment is sol. It means the content of Al (acid-soluble Al).

Ｎ：０．０２％以下
窒素（Ｎ）は不純物である。Ｎは、Ｚｒ、Ｈｆ及びＢと結合して窒化物を形成する。この場合、金属間化合物に固溶するＺｒ、Ｈｆ及びＢ量が低下するため、クリープ強度が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．０２％以下である。好ましいＮ含有量が０．０１５％以下であり、さらに好ましくは、０．０１％以下である。 N: 0.02% or less Nitrogen (N) is an impurity. N combines with Zr, Hf and B to form a nitride. In this case, the amount of Zr, Hf, and B dissolved in the intermetallic compound is decreased, so that the creep strength is decreased. Therefore, the N content is 0.02% or less. The preferable N content is 0.015% or less, and more preferably 0.01% or less.

Ｏ：０．０１％以下
酸素（Ｏ）は不純物である。Ｏは、鋼の熱間加工性及び靭性を低下する。Ｏはさらに、Ｚｒ、Ｈｆ及びＢと酸化物を形成する。この場合、金属間化合物に固溶するＺｒ、Ｈｆ及びＢ量が低下するため、クリープ強度が低下する。したがって、Ｏ含有量は０．０１％以下である。好ましいＯ含有量は０．００８％以下であり、さらに好ましくは０．００６％以下である。 O: 0.01% or less Oxygen (O) is an impurity. O reduces the hot workability and toughness of steel. O further forms oxides with Zr, Hf and B. In this case, the amount of Zr, Hf, and B dissolved in the intermetallic compound is decreased, so that the creep strength is decreased. Therefore, the O content is 0.01% or less. The O content is preferably 0.008% or less, more preferably 0.006% or less.

Ｚｒ：０．００５〜０．３％
ジルコニウム（Ｚｒ）は、金属間化合物に固溶して、金属間化合物を安定化する。そのため、鋼のクリープ強度が高まる。Ｚｒ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｚｒ含有量が高すぎれば、鋼の溶接性及び熱間加工性が低下する。Ｚｒ含有量が高すぎればさらに、長時間時効後の靭性が低下する。したがって、Ｚｒ含有量は０．００５〜０．３％である。Ｚｒ含有量の好ましい下限は０．００５％よりも高く、さらに好ましくは０．００８％であり、さらに好ましくは０．０１％である。Ｚｒ含有量の好ましい上限は０．３％未満であり、さらに好ましくは０．１％であり、さらに好ましくは０．０８％である。 Zr: 0.005-0.3%
Zirconium (Zr) dissolves in the intermetallic compound and stabilizes the intermetallic compound. Therefore, the creep strength of steel increases. If the Zr content is too low, the above effect cannot be obtained. On the other hand, if the Zr content is too high, the weldability and hot workability of the steel deteriorate. If the Zr content is too high, the toughness after aging for a long time further decreases. Therefore, the Zr content is 0.005 to 0.3%. The minimum with preferable Zr content is higher than 0.005%, More preferably, it is 0.008%, More preferably, it is 0.01%. The upper limit with preferable Zr content is less than 0.3%, More preferably, it is 0.1%, More preferably, it is 0.08%.

Ｈｆ：０〜０．２％
ハフニウム（Ｈｆ）は含有されなくてもよい。含有される場合、ＨｆはＺｒと同様に、金属間化合物に固溶して、金属間化合物を安定化する。そのため、鋼のクリープ強度が高まる。一方、Ｈｆ含有量が高すぎれば、鋼の溶接性及び熱間加工性が低下する。したがって、Ｈｆ含有量は０〜０．２％である。Ｈｆ含有量の好ましい下限は０．００３％であり、さらに好ましくは０．００５％である。Ｈｆ含有量の好ましい上限は０．２％未満であり、さらに好ましくは０．１％であり、さらに好ましくは０．０８％である。 Hf: 0 to 0.2%
Hafnium (Hf) may not be contained. When contained, Hf, like Zr, dissolves in the intermetallic compound and stabilizes the intermetallic compound. Therefore, the creep strength of steel increases. On the other hand, if the Hf content is too high, the weldability and hot workability of the steel deteriorate. Therefore, the Hf content is 0 to 0.2%. The minimum with preferable Hf content is 0.003%, More preferably, it is 0.005%. The upper limit with preferable Hf content is less than 0.2%, More preferably, it is 0.1%, More preferably, it is 0.08%.

Ｂ：０．０００４〜０．０１％
ボロン（Ｂ）は、粒界に偏析して、粒界での金属間化合物の析出を促進する。Ｂの金属間化合物促進のメカニズムは必ずしも明らかでないが、Ｂが金属間化合物中に固溶することで金属間化合物を安定化させていると考えられる。これにより、鋼のクリープ強度が高まる。Ｂ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｂ含有量が高すぎれば、鋼の溶接性及び熱間加工性が低下する。したがって、Ｂ含有量は、０．０００４〜０．０１％である。Ｂ含有量の好ましい下限は０．０００４％よりも高く、さらに好ましくは０．０００６％であり、さらに好ましくは０．０００８％である。Ｂ含有量の好ましい上限は０．０１％未満であり、さらに好ましくは０．００８％であり、さらに好ましくは０．００６％である。 B: 0.0004 to 0.01%
Boron (B) segregates at the grain boundaries and promotes the precipitation of intermetallic compounds at the grain boundaries. The mechanism for promoting the intermetallic compound of B is not necessarily clear, but it is thought that B is solid-solved in the intermetallic compound to stabilize the intermetallic compound. Thereby, the creep strength of steel increases. If the B content is too low, the above effect cannot be obtained. On the other hand, if the B content is too high, the weldability and hot workability of the steel deteriorate. Therefore, the B content is 0.0004 to 0.01%. The minimum with preferable B content is higher than 0.0004%, More preferably, it is 0.0006%, More preferably, it is 0.0008%. The upper limit with preferable B content is less than 0.01%, More preferably, it is 0.008%, More preferably, it is 0.006%.

Ｃｕ：０．１〜５．０％
銅（Ｃｕ）はオーステナイト相中にＣｕ富化相として析出し、鋼を析出強化する。そのため、鋼のクリープ強度が高まる。Ｃｕ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｃｕ含有量が高すぎれば、鋼の延性が低下し、加工性も低下する。Ｃｕ含有量が高すぎればさらに、鋼の靭性も低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０．１〜５．０％である。Ｃｕ含有量の好ましい下限は０．１％よりも高く、さらに好ましくは０．５％であり、さらに好ましくは１．０％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は５．０％未満であり、さらに好ましくは４．０％であり、さらに好ましくは３．５％である。 Cu: 0.1 to 5.0%
Copper (Cu) precipitates in the austenite phase as a Cu-enriched phase and precipitates and strengthens the steel. Therefore, the creep strength of steel increases. If the Cu content is too low, this effect cannot be obtained. On the other hand, if Cu content is too high, the ductility of steel will fall and workability will also fall. If the Cu content is too high, the toughness of the steel also decreases. Therefore, the Cu content is 0.1 to 5.0%. The minimum with preferable Cu content is higher than 0.1%, More preferably, it is 0.5%, More preferably, it is 1.0%. The upper limit with preferable Cu content is less than 5.0%, More preferably, it is 4.0%, More preferably, it is 3.5%.

本実施形態のオーステナイト系耐熱鋼はさらに、Ｔｉ、Ｖ及びＴａからなる群から選択される１種又は２種以上を含有する。   The austenitic heat-resistant steel of the present embodiment further contains one or more selected from the group consisting of Ti, V, and Ta.

Ｔｉ：２．５％以下
チタン（Ｔｉ）は、析出強化相となる金属間化合物を形成し、結晶粒界及び粒界を析出強化する。これにより、鋼のクリープ強度が高まる。しかしながら、Ｔｉ含有量が高すぎれば、鋼中の金属間化合物の体積率が過剰に高くなり、高温延性及び熱間加工性が低下する。Ｔｉ含有量が高すぎればさらに、長時間時効後の鋼の靭性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は２．５％以下である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．２％であり、さらに好ましくは０．４％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は２．５％未満であり、さらに好ましくは２．０％である。 Ti: 2.5% or less Titanium (Ti) forms an intermetallic compound that serves as a precipitation strengthening phase, and precipitates and strengthens the grain boundaries and grain boundaries. Thereby, the creep strength of steel increases. However, if the Ti content is too high, the volume ratio of the intermetallic compound in the steel becomes excessively high, and the high temperature ductility and hot workability deteriorate. If the Ti content is too high, the toughness of the steel after aging for a long time further decreases. Therefore, the Ti content is 2.5% or less. The minimum with preferable Ti content is 0.2%, More preferably, it is 0.4%. The upper limit with preferable Ti content is less than 2.5%, More preferably, it is 2.0%.

Ｖ：２．５％以下
バナジウム（Ｖ）は、Ｔｉと同様に金属間化合物を形成し、鋼のクリープ強度を高める。しかしながら、Ｖ含有量が高すぎれば、鋼中の金属間化合物の体積率が過剰に高くなり、高温延性及び熱間加工性が低下する。Ｖ含有量が高すぎればさらに、長時間時効後の鋼の靭性が低下する。したがって、Ｖ含有量は２．５％以下である。Ｖ含有量の好ましい下限は０．２％であり、さらに好ましくは０．４％である。Ｖ含有量の好ましい上限は２．５％未満であり、さらに好ましくは２．０％である。 V: 2.5% or less Vanadium (V) forms an intermetallic compound like Ti, and increases the creep strength of steel. However, if the V content is too high, the volume fraction of the intermetallic compound in the steel becomes excessively high, and the high temperature ductility and hot workability deteriorate. If the V content is too high, the toughness of the steel after aging for a long time further decreases. Therefore, the V content is 2.5% or less. The minimum with preferable V content is 0.2%, More preferably, it is 0.4%. The upper limit with preferable V content is less than 2.5%, More preferably, it is 2.0%.

Ｔａ：２．０％以下
タンタル（Ｔａ）は、Ｔｉ及びＶと同様に金属間化合物を形成し、鋼のクリープ強度を高める。しかしながら、Ｔａ含有量が高すぎれば、鋼中の金属間化合物の体積率が過剰に高くなり、高温延性及び熱間加工性が低下する。Ｔａ含有量が高すぎればさらに、長時間時効後の鋼の靭性が低下する。したがって、Ｔａ含有量は２．０％以下である。Ｔａ含有量の好ましい下限は０．１％であり、さらに好ましくは０．２％である。Ｔａ含有量の好ましい上限は２．０％未満であり、さらに好ましくは１．５％である。 Ta: 2.0% or less Tantalum (Ta) forms an intermetallic compound similarly to Ti and V, and increases the creep strength of steel. However, if the Ta content is too high, the volume fraction of the intermetallic compound in the steel becomes excessively high, and the high temperature ductility and hot workability deteriorate. If the Ta content is too high, the toughness of the steel after aging for a long time further decreases. Therefore, the Ta content is 2.0% or less. The minimum with preferable Ta content is 0.1%, More preferably, it is 0.2%. The upper limit with preferable Ta content is less than 2.0%, More preferably, it is 1.5%.

本実施形態のオーステナイト系耐熱鋼の残部は、Ｆｅ及び不純物である。ここで、不純物とは、鋼を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境などから混入されるものである。   The balance of the austenitic heat resistant steel of this embodiment is Fe and impurities. Here, an impurity is a thing mixed from the ore as a raw material, scrap, or a manufacturing environment, when manufacturing steel industrially.

本実施形態によるオーステナイト系耐熱鋼はさらに、Ｆｅの一部に代えて、次の第１群〜第４群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。これらの元素は任意元素である。   The austenitic heat-resisting steel according to the present embodiment may further contain one or more selected from the following first group to fourth group in place of part of Fe. These elements are arbitrary elements.

［第１群］
Ｃｏ：５％以下
コバルト（Ｃｏ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、ＣｏはＮｉと同様に、オーステナイト組織を安定化し、クリープ強度を高める。しかしながら、Ｃｏ含有量が高すぎれば、製造コストが高くなる。したがって、Ｃｏ含有量は５％以下である。Ｃｏ含有量の好ましい下限は０．５％である。 [First group]
Co: 5% or less Cobalt (Co) is an optional element and may not be contained. When contained, Co, like Ni, stabilizes the austenite structure and increases the creep strength. However, if the Co content is too high, the manufacturing cost increases. Therefore, the Co content is 5% or less. A preferable lower limit of the Co content is 0.5%.

［第２群］
Ｗ及びＭｏはいずれも、固溶強化により鋼のクリープ強度を高める。
Ｗ：７．０％以下
タングステン（Ｗ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｗは母相であるオーステナイトに固溶して、鋼の固溶強化によりクリープ強度を高める。Ｗはさらに、金属間化合物に固溶して、クリープ強度を高める。しかしながら、Ｗ含有量が高すぎれば金属間化合物が過剰に析出して、高温延性及び熱間加工性が低下する。したがって、Ｗ含有量は７．０％以下である。Ｗ含有量の好ましい下限は、１．０％である。Ｗ含有量の好ましい上限は７．０％未満であり、さらに好ましくは５．０％である。 [Second group]
Both W and Mo increase the creep strength of steel by solid solution strengthening.
W: 7.0% or less Tungsten (W) is an optional element and may not be contained. When contained, W is dissolved in austenite which is a parent phase, and the creep strength is increased by solid solution strengthening of steel. W further dissolves in the intermetallic compound to increase the creep strength. However, if the W content is too high, an intermetallic compound is excessively precipitated, and the hot ductility and hot workability are reduced. Therefore, the W content is 7.0% or less. A preferable lower limit of the W content is 1.0%. The upper limit with preferable W content is less than 7.0%, More preferably, it is 5.0%.

Ｍｏ：３．０％以下
モリブデン（Ｍｏ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、ＭｏはＷと同様に、母相であるオーステナイトに固溶して、固溶強化によりクリープ強度を高める。Ｍｏはさらに、金属間化合物に固溶して、クリープ強度を高める。しかしながら、Ｍｏ含有量が高すぎれば金属間化合物が過剰に析出して、鋼の靭性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は３．０％以下である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は、０．５％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は３．０％未満であり、さらに好ましくは２．０％である。 Mo: 3.0% or less Molybdenum (Mo) is an optional element and may not be contained. When contained, Mo, like W, dissolves in the austenite, which is the parent phase, and increases the creep strength by solid solution strengthening. Mo further dissolves in the intermetallic compound to increase the creep strength. However, if the Mo content is too high, the intermetallic compound is excessively precipitated and the toughness of the steel is lowered. Therefore, the Mo content is 3.0% or less. A preferable lower limit of the Mo content is 0.5%. The upper limit with preferable Mo content is less than 3.0%, More preferably, it is 2.0%.

［第３群］
Ｃａ、Ｍｇ及び希土類元素（ＲＥＭ）はいずれも、Ｓを硫化物として固定して、鋼の熱間加工性を高める。 [Group 3]
Ca, Mg, and rare earth elements (REM) all fix S as sulfides and enhance the hot workability of steel.

Ｃａ：０．０５％以下
カルシウム（Ｃａ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、ＣａはＳと結合して硫化物を形成する。これにより、鋼の熱間加工性が高まる。しかしながら、Ｃａ含有量が高すぎれば、鋼の靭性、延性及び清浄度が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０．０５％以下である。Ｃａ含有量の好ましい下限は０．０００５％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．０５％未満であり、さらに好ましくは０．０１％である。 Ca: 0.05% or less Calcium (Ca) is an optional element and may not be contained. When contained, Ca combines with S to form a sulfide. Thereby, the hot workability of steel increases. However, if the Ca content is too high, the toughness, ductility and cleanliness of the steel will decrease. Therefore, the Ca content is 0.05% or less. A preferable lower limit of the Ca content is 0.0005%. The upper limit with preferable Ca content is less than 0.05%, More preferably, it is 0.01%.

Ｍｇ：０．０５％以下
マグネシウム（Ｍｇ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｍｇは硫化物を形成し、鋼の熱間加工性を高める。しかしながら、Ｍｇ含有量が高すぎれば、鋼の靭性、延性及び清浄度が低下する。したがって、Ｍｇ含有量は０．０５％以下である。Ｍｇ含有量の好ましい下限は０．０００５％である。Ｍｇ含有量の好ましい上限は０．０５％未満であり、さらに好ましくは０．０１％である。 Mg: 0.05% or less Magnesium (Mg) is an optional element and may not be contained. When contained, Mg forms sulfides and improves the hot workability of steel. However, if the Mg content is too high, the toughness, ductility and cleanliness of the steel will decrease. Therefore, the Mg content is 0.05% or less. A preferable lower limit of the Mg content is 0.0005%. The upper limit with preferable Mg content is less than 0.05%, More preferably, it is 0.01%.

希土類元素（ＲＥＭ）：０．２％以下
希土類元素（ＲＥＭ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、ＲＥＭは硫化物を形成し、鋼の熱間加工性を高める。ＲＥＭはさらに、酸化物を形成して、耐食性、クリープ強度及びクリープ延性を高める。しかしながら、ＲＥＭ含有量が高すぎれば、酸化物等の介在物が過剰に多くなり、鋼の熱間加工性及び溶接性が低下する。ＲＥＭ含有量が高すぎればさらに、製造コストが高くなる。したがって、ＲＥＭ含有量は０．２％以下である。ＲＥＭ含有量の好ましい下限は０．０００５％である。ＲＥＭ含有量の好ましい上限は０．２％未満であり、さらに好ましくは０．１％である。 Rare earth element (REM): 0.2% or less Rare earth element (REM) is an optional element and may not be contained. When included, REM forms sulfides and increases the hot workability of the steel. REM further forms oxides to increase corrosion resistance, creep strength and creep ductility. However, if the REM content is too high, inclusions such as oxides are excessively increased, and the hot workability and weldability of the steel are reduced. If the REM content is too high, the production cost is further increased. Therefore, the REM content is 0.2% or less. A preferable lower limit of the REM content is 0.0005%. The upper limit with preferable REM content is less than 0.2%, More preferably, it is 0.1%.

本実施形態において、ＲＥＭとは、スカンジウム（Ｓｃ）、イットリウム（Ｙ）及びランタノイドの合計１７元素の総称である。本実施形態において、ＲＥＭ含有量とは、上述の１７元素の１種又は２種以上の総含有量を意味する。ＲＥＭは一般的にミッシュメタルに含有される。そのため、製造工程において、ミッシュメタルを含有することにより、ＲＥＭ含有量を上記範囲に調整してもよい。   In the present embodiment, REM is a generic name for a total of 17 elements of scandium (Sc), yttrium (Y), and lanthanoid. In the present embodiment, the REM content means the total content of one or more of the 17 elements described above. REM is generally contained in misch metal. Therefore, in a manufacturing process, you may adjust REM content to the said range by containing a misch metal.

［第４群］
Ｒｅ：３％以下
レニウム（Ｒｅ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｒｅは固溶強化により鋼の高温強度及びクリープ強度を高める。しかしながら、Ｒｅ含有量が高すぎれば、鋼の熱間加工性及び靭性が低下する。したがって、Ｒｅ含有量は３％以下である。Ｒｅ含有量の好ましい下限は０．１％である。Ｒｅ含有量の好ましい上限は３％未満であり、さらに好ましくは２％である。 [Group 4]
Re: 3% or less Rhenium (Re) is an optional element and may not be contained. When contained, Re increases the high-temperature strength and creep strength of the steel by solid solution strengthening. However, if the Re content is too high, the hot workability and toughness of the steel decrease. Therefore, the Re content is 3% or less. A preferable lower limit of the Re content is 0.1%. The upper limit with preferable Re content is less than 3%, More preferably, it is 2%.

［式（１）〜式（３）について］
上述のオーステナイト系耐熱鋼の化学組成はさらに、式（１）〜式（３）を満たす。
０．００８≦Ｚｒ＋Ｈｆ／２≦０．３５ （１）
０．５≦（３Ａｌ＋３Ｓｉ＋１５）／｛１０００×（１０Ｂ×（２Ｚｒ＋Ｈｆ／２）＋０．００１）｝≦１３．５ （２）
０．５≦１００Ｂ×（Ｚｒ＋Ｈｆ／２＋１２）／（２Ｔｉ＋２Ｖ＋Ｔａ／２）≦６．５ （３）
ここで、式（１）〜（３）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。 [Regarding Formula (1) to Formula (3)]
The chemical composition of the austenitic heat-resistant steel further satisfies the formulas (1) to (3).
0.008 ≦ Zr + Hf / 2 ≦ 0.35 (1)
0.5 ≦ (3Al + 3Si + 15) / {1000 × (10B × (2Zr + Hf / 2) +0.001)} ≦ 13.5 (2)
0.5 ≦ 100B × (Zr + Hf / 2 + 12) / (2Ti + 2V + Ta / 2) ≦ 6.5 (3)
Here, the content (mass%) of the corresponding element is substituted for each element symbol in the formulas (1) to (3).

［式（１）について］
Ｆ１＝Ｚｒ＋Ｈｆ／２と定義する。Ｆ１が低すぎれば、金属間化合物に固溶するＺｒ及びＨｆの量が少なすぎる。そのため、金属間化合物が熱的に安定しにくく、クリープ強度が低下する。一方、Ｆ１が高すぎれば、鋼の熱間加工性、溶接性、及び、長時間時効後の靭性が低下する。Ｆ１が０．００８〜０．３５であれば、Ｚｒ及びＨｆにより金属間化合物が安定化し、クリープ強度が高まる。 [Regarding Formula (1)]
Define F1 = Zr + Hf / 2. If F1 is too low, the amount of Zr and Hf dissolved in the intermetallic compound is too small. Therefore, the intermetallic compound is hardly thermally stabilized and the creep strength is lowered. On the other hand, if F1 is too high, the hot workability, weldability, and toughness after long-term aging of the steel will decrease. If F1 is 0.008 to 0.35, the intermetallic compound is stabilized by Zr and Hf, and the creep strength is increased.

Ｆ１の好ましい下限は０．００８よりも高く、さらに好ましくは０．０１である。Ｆ１の好ましい上限は０．３５未満であり、さらに好ましくは０．１である。   The preferable lower limit of F1 is higher than 0.008, more preferably 0.01. The upper limit with preferable F1 is less than 0.35, More preferably, it is 0.1.

［式（２）について］
Ｆ２＝（３Ａｌ＋３Ｓｉ＋１５）／｛１０００×（１０Ｂ×（２Ｚｒ＋Ｈｆ／２）＋０．００１）｝と定義する。Ｆ２が低すぎれば、Ｂ、Ｚｒ及びＨｆ含有量に対して、Ａｌ及びＳｉ含有量が低すぎる。この場合、Ａｌ及びＳｉにより固定しきれないＯ及びＮがＢ、Ｚｒ及びＨｆと結合し、酸化物及び窒化物を形成する。その結果、金属間化合物に固溶するＢ、Ｚｒ及びＨｆ量が低くなりすぎ、クリープ強度が低下する。一方、Ｆ２が高すぎれば、Ａｌ含有量及びＳｉ含有量が高すぎるため、組織安定性が低下し、クリープ強度が低下する。Ｆ２が０．５〜１３．５であれば、Ｂ、Ｚｒ及びＨｆ含有量に対するＡｌ及びＳｉ含有量が適切である。そのため、Ｂ、Ｚｒ及びＨｆが酸化物及び窒化物を形成するのが抑制され、Ｂ、Ｚｒ及びＨｆが金属間化合物に十分に固溶する。そのため、クリープ強度が高まる。 [Regarding Formula (2)]
It is defined as F2 = (3Al + 3Si + 15) / {1000 × (10B × (2Zr + Hf / 2) +0.001)}. If F2 is too low, the Al and Si contents are too low relative to the B, Zr and Hf contents. In this case, O and N that cannot be fixed by Al and Si are combined with B, Zr, and Hf to form oxides and nitrides. As a result, the amount of B, Zr, and Hf dissolved in the intermetallic compound becomes too low, and the creep strength is lowered. On the other hand, if F2 is too high, the Al content and the Si content are too high, so that the structural stability is lowered and the creep strength is lowered. If F2 is 0.5 to 13.5, the Al and Si contents relative to the B, Zr, and Hf contents are appropriate. Therefore, B, Zr, and Hf are suppressed from forming oxides and nitrides, and B, Zr, and Hf are sufficiently dissolved in the intermetallic compound. Therefore, the creep strength is increased.

Ｆ２の好ましい下限は０．５よりも高く、さらに好ましくは０．８である。Ｆ２の好ましい上限は１３．５未満であり、さらに好ましくは１２．５である。   The preferable lower limit of F2 is higher than 0.5, and more preferably 0.8. The upper limit with preferable F2 is less than 13.5, More preferably, it is 12.5.

［式（３）について］
Ｆ３＝１００Ｂ×（Ｚｒ＋Ｈｆ／２＋１２）／（２Ｔｉ＋２Ｖ＋Ｔａ／２）と定義する。Ｆ３が低すぎれば、Ｂ、Ｚｒ及びＨｆ含有量が、Ｔｉ、Ｖ及びＴａ含有量に対して低すぎる。この場合、金属間化合物に固溶するＢ、Ｚｒ及びＨｆが不足するため、クリープ強度が低下する。一方、Ｆ３が高すぎれば、Ｂ、Ｚｒ及びＨｆ含有量が、Ｔｉ、Ｖ及びＴａ含有量に対して高すぎる。この場合、鋼の熱間加工性、溶接性及び長時間時効後の靭性が低下する。Ｆ３が０．５〜６．５であれば、Ｂ、Ｚｒ及びＨｆ含有量が、Ｔｉ、Ｖ及びＴａ含有量に対して適切である。そのため、金属間化合物にＢ、Ｚｒ及びＨｆが十分固溶し、金属間化合物が安定化する。そのため、クリープ強度が高まる。 [Regarding Formula (3)]
It is defined as F3 = 100B × (Zr + Hf / 2 + 12) / (2Ti + 2V + Ta / 2). If F3 is too low, the B, Zr and Hf contents are too low relative to the Ti, V and Ta contents. In this case, since B, Zr, and Hf that are solid-solved in the intermetallic compound are insufficient, the creep strength is lowered. On the other hand, if F3 is too high, the B, Zr and Hf contents are too high for the Ti, V and Ta contents. In this case, the hot workability, weldability and toughness after long-term aging of the steel are reduced. If F3 is 0.5 to 6.5, the B, Zr and Hf contents are suitable for the Ti, V and Ta contents. Therefore, B, Zr and Hf are sufficiently dissolved in the intermetallic compound, and the intermetallic compound is stabilized. Therefore, the creep strength is increased.

Ｆ３の好ましい下限は０．５よりも高く、さらに好ましくは０．５５である。Ｆ３の好ましい上限は６．５未満であり、さらに好ましくは５．５である。   The minimum with preferable F3 is higher than 0.5, More preferably, it is 0.55. The upper limit with preferable F3 is less than 6.5, More preferably, it is 5.5.

［製造方法］
本実施形態のオーステナイト系耐熱鋼の製造方法について説明する。 [Production method]
The manufacturing method of the austenitic heat-resistant steel of this embodiment is demonstrated.

上述の化学組成を有する溶鋼を製造する。製造された溶鋼に対して、必要に応じて周知の脱ガス処理を実施する。   A molten steel having the above chemical composition is produced. A well-known degassing process is implemented with respect to the manufactured molten steel as needed.

次に、溶鋼を連続鋳造法により連続鋳造材にする。連続鋳造材はたとえば、スラブ、ブルーム、ビレット等である。溶鋼を造塊法によりインゴットにしてもよい。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、オーステナイト系耐熱鋼材にする。オーステナイト系耐熱鋼材はたとえば、鋼管、鋼板、棒鋼、線材、鍛鋼等である。オーステナイト系耐熱鋼管はたとえば、ユジーン・セジュルネ法による熱間押出加工により製造される。   Next, the molten steel is made into a continuous cast material by a continuous casting method. The continuous cast material is, for example, slab, bloom, billet and the like. Molten steel may be made into an ingot by the ingot-making method. A continuously cast material or an ingot is hot-worked by a known method to obtain an austenitic heat-resistant steel material. Examples of the austenitic heat-resistant steel material include steel pipes, steel plates, steel bars, wire rods, and forged steels. An austenitic heat-resistant steel pipe is manufactured, for example, by hot extrusion by the Eugene-Séjurne method.

製造されたオーステナイト系耐熱鋼材に対して溶体化処理を実施する。溶体化処理は周知の方法により実施される。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系耐熱鋼材に対して、周知の時効処理を実施してもよい。以上の工程により、本実施形態のオーステナイト系耐熱鋼が製造される。   Solution treatment is performed on the manufactured austenitic heat-resistant steel. The solution treatment is performed by a known method. The solution treatment temperature (solution treatment temperature) is, for example, 1000 to 1300 ° C. The solution treatment time is, for example, 0.1 to 2 hours. You may implement a well-known aging treatment with respect to the austenitic heat-resistant steel material by which solution treatment was carried out. The austenitic heat resistant steel of this embodiment is manufactured by the above process.

［試験方法］
表１及び表２に示す試験番号１〜２５の化学組成を有する溶鋼を、高周波真空溶解炉を用いて製造した。表２は表１の続きである。 [Test method]
Molten steel having the chemical compositions of test numbers 1 to 25 shown in Tables 1 and 2 was produced using a high-frequency vacuum melting furnace. Table 2 is a continuation of Table 1.

表２中のＦ１、Ｆ２及びＦ３は、上述で定義したＦ１、Ｆ２及びＦ３値が記載されている。   F1, F2 and F3 in Table 2 describe the F1, F2 and F3 values defined above.

各試験番号の溶鋼を用いて、外径１２０ｍｍ、３０ｋｇのインゴットを製造した。インゴットを熱間鍛造して、中間品を製造した。中間品に対して熱間圧延及び冷間圧延を実施して、厚さ１０．５ｍｍのオーステナイト系耐熱鋼板を複数製造した。製造された耐熱鋼板に対して溶体化処理を実施した。溶体化温度は１２００℃であり、溶体化処理時間は１０分であった。溶体化処理後、鋼板を水冷した。   Using the molten steel of each test number, an ingot with an outer diameter of 120 mm and 30 kg was manufactured. The ingot was hot forged to produce an intermediate product. The intermediate product was hot-rolled and cold-rolled to produce a plurality of 10.5 mm thick austenitic heat-resistant steel sheets. Solution treatment was performed on the manufactured heat-resistant steel sheet. The solution temperature was 1200 ° C. and the solution treatment time was 10 minutes. After the solution treatment, the steel plate was cooled with water.

［クリープ破断試験］
溶体化処理後の各鋼板の厚さ方向中心部から、長手方向（圧延方向）に平行に、直径が６ｍｍで標点距離が３０ｍｍの丸棒引張試験片を機械加工により作製した。作製された丸棒引張試験片を用いて、クリープ破断試験を実施した。具体的には、７００〜８００℃の大気中において、クリープ破断試験を実施し、破断強度を求めた。得られた破断強度を用いて、Ｌａｒｓｏｎ−Ｍｉｌｌｅｒパラメータ（ＬＭＰ）法で回帰し、７００℃、１５０００時間でのクリープ破断強度（ＭＰａ）を求めた。 [Creep rupture test]
A round bar tensile test piece having a diameter of 6 mm and a gauge distance of 30 mm was produced by machining from the central part in the thickness direction of each steel sheet after solution treatment in parallel to the longitudinal direction (rolling direction). A creep rupture test was performed using the prepared round bar tensile test piece. Specifically, a creep rupture test was performed in the air at 700 to 800 ° C. to determine the rupture strength. Using the obtained breaking strength, regression was performed by the Larson-Miller parameter (LMP) method, and the creep rupture strength (MPa) at 700 ° C. and 15000 hours was determined.

［シャルピー衝撃試験］
長時間加熱後（時効処理後）の各試験番号の鋼の靱性を次の方法で調査した。上記溶体化処理が実施された各試験番号の鋼板に対して、時効処理を実施した。時効温度は７００℃であり、時効温度での保持時間は１００００時間であった。保持時間経過後、鋼板を水冷した。 [Charpy impact test]
The toughness of the steel of each test number after prolonged heating (after aging treatment) was investigated by the following method. An aging treatment was performed on the steel plates having the test numbers subjected to the solution treatment. The aging temperature was 700 ° C., and the holding time at the aging temperature was 10,000 hours. After the holding time, the steel sheet was cooled with water.

時効処理後の各鋼板の厚さ方向中心部から、長手方向に平行に、ＪＩＳ Ｚ２２４２（２００５）に記載の、幅５ｍｍ、高さ１０ｍｍ、長さ５５ｍｍのＶノッチ試験片を作製した。Ｖノッチ試験片を用いて、０℃において、ＪＩＳ Ｚ２２４２（２００５）に基づくシャルピー衝撃試験を実施して、シャルピー衝撃値（Ｊ／ｃｍ²）を求めた。 A V-notch test piece having a width of 5 mm, a height of 10 mm, and a length of 55 mm described in JIS Z2242 (2005) was produced in parallel to the longitudinal direction from the central portion in the thickness direction of each steel sheet after aging treatment. A Charpy impact value (J / cm ² ) was obtained by performing a Charpy impact test based on JIS Z2242 (2005) at 0 ° C. using a V-notch test piece.

［試験結果］
表３に試験結果を示す。 [Test results]
Table 3 shows the test results.

表１〜表３を参照して、試験番号１〜１２の化学組成は適切であり、式（１）〜式（３）を満たした。そのため、これらの試験番号の鋼板は、７００℃、１５０００時間におけるクリープ破断強度は１３０ＭＰａ以上と高く、優れたクリープ強度を有した。さらに、これらの試験番号のシャルピー衝撃値は４０Ｊ／ｃｍ²以上であり、優れた靱性を示した。 With reference to Tables 1 to 3, the chemical compositions of Test Nos. 1 to 12 were appropriate and satisfied Formulas (1) to (3). Therefore, the steel plates with these test numbers had a creep rupture strength as high as 130 MPa or more at 700 ° C. and 15000 hours, and an excellent creep strength. Furthermore, the Charpy impact value of these test numbers was 40 J / cm ² or more, and excellent toughness was exhibited.

一方、試験番号１３では、Ｚｒ含有量が高すぎた。そのため、シャルピー衝撃値が４０Ｊ／ｃｍ²未満と低く、靱性が低かった。 On the other hand, in test number 13, the Zr content was too high. Therefore, the Charpy impact value was as low as less than 40 J / cm ² and the toughness was low.

試験番号１４では、Ｚｒ含有量が低すぎ、Ｆ１値も低すぎた。そのため、クリープ破断強度が１３０ＭＰａ未満であり、クリープ強度が低かった。   In test number 14, the Zr content was too low and the F1 value was too low. Therefore, the creep rupture strength was less than 130 MPa, and the creep strength was low.

試験番号１５では、Ｆ１値が高すぎた。そのため、シャルピー衝撃値が４０Ｊ／ｃｍ²未満と低く、靱性が低かった。 In test number 15, the F1 value was too high. Therefore, the Charpy impact value was as low as less than 40 J / cm ² and the toughness was low.

試験番号１６では、Ｔｉ含有量が高すぎた。試験番号１７では、Ｖ含有量が高すぎた。試験番号１８では、Ｔａ含有量が高すぎた。そのため、これらの試験番号では、シャルピー衝撃値が４０Ｊ／ｃｍ²未満と低く、靱性が低かった。 In test number 16, the Ti content was too high. In test number 17, the V content was too high. In test number 18, the Ta content was too high. Therefore, in these test numbers, the Charpy impact value was as low as less than 40 J / cm ² and the toughness was low.

試験番号１９では、Ｆ２値が低すぎた。そのため、クリープ破断強度が１３０ＭＰａ未満であり、クリープ強度が低かった。   In test number 19, the F2 value was too low. Therefore, the creep rupture strength was less than 130 MPa, and the creep strength was low.

試験番号２０では、Ｆ２値が高すぎた。そのため、クリープ破断強度が１３０ＭＰａ未満であり、クリープ強度が低かった。   In test number 20, the F2 value was too high. Therefore, the creep rupture strength was less than 130 MPa, and the creep strength was low.

試験番号２１では、Ｆ３値が低すぎた。そのため、クリープ破断強度が１３０ＭＰａ未満であり、クリープ強度が低かった。   In test number 21, the F3 value was too low. Therefore, the creep rupture strength was less than 130 MPa, and the creep strength was low.

試験番号２２では、Ｆ３値が高すぎた。そのため、シャルピー衝撃値が４０Ｊ／ｃｍ²未満と低く、靱性が低かった。 In test number 22, the F3 value was too high. Therefore, the Charpy impact value was as low as less than 40 J / cm ² and the toughness was low.

試験番号２３では、Ｆ２値及びＦ３値が高すぎた。そのため、クリープ破断強度が１３０ＭＰａ未満であり、クリープ強度が低かった。さらに、シャルピー衝撃値が４０Ｊ／ｃｍ²未満と低く、靱性が低かった。 In test number 23, the F2 value and the F3 value were too high. Therefore, the creep rupture strength was less than 130 MPa, and the creep strength was low. Furthermore, the Charpy impact value was as low as less than 40 J / cm ² and the toughness was low.

試験番号２４では、Ｃｕ含有量が低すぎた。そのため、クリープ破断強度が１３０ＭＰａ未満であり、クリープ強度が低かった。   In test number 24, the Cu content was too low. Therefore, the creep rupture strength was less than 130 MPa, and the creep strength was low.

試験番号２５では、Ｃｕ含有量が高すぎた。そのため、シャルピー衝撃値が４０Ｊ／ｃｍ²未満と低く、靱性が低かった。 In test number 25, the Cu content was too high. Therefore, the Charpy impact value was as low as less than 40 J / cm ² and the toughness was low.

以上、本発明の実施の形態を説明した。しかしながら、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。したがって、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更して実施することができる。   The embodiment of the present invention has been described above. However, the above-described embodiment is merely an example for carrying out the present invention. Therefore, the present invention is not limited to the above-described embodiment, and can be implemented by appropriately changing the above-described embodiment without departing from the spirit thereof.

Claims (2)

質量％で、
Ｃ：０．０２％未満、
Ｓｉ：０．００５〜２．０％、
Ｍｎ：２％以下、
Ｐ：０．０４％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ｃｒ：１４〜２４％、
Ｎｉ：２５〜３５％未満、
Ｚｒ：０．００５〜０．３％、
Ｈｆ：０〜０．２％、
Ｂ：０．０００４〜０．０１％、
Ｃｕ：０．１〜５．０％、
Ａｌ：０．００５〜０．３％、
Ｎ：０．０２％以下、及び、
Ｏ：０．０１％以下を含有し、
さらに、
Ｔｉ：２．５％以下、
Ｖ：２．５％以下、及び、
Ｔａ：２．０％以下からなる群から選択される１種又は２種以上を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、
式（１）〜式（３）を満たす、オーステナイト系耐熱鋼。
０．００８≦Ｚｒ＋Ｈｆ／２≦０．３５ （１）
０．５≦（３Ａｌ＋３Ｓｉ＋１５）／｛１０００×（１０Ｂ×（２Ｚｒ＋Ｈｆ／２）＋０．００１）｝≦１３．５ （２）
０．５≦１００Ｂ×（Ｚｒ＋Ｈｆ／２＋１２）／（２Ｔｉ＋２Ｖ＋Ｔａ／２）≦６．５ （３）
ここで、式（１）〜（３）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。 % By mass
C: less than 0.02%,
Si: 0.005 to 2.0%,
Mn: 2% or less,
P: 0.04% or less,
S: 0.01% or less,
Cr: 14 to 24%,
Ni: 25 to less than 35%,
Zr: 0.005 to 0.3%,
Hf: 0 to 0.2%,
B: 0.0004 to 0.01%,
Cu: 0.1 to 5.0%,
Al: 0.005 to 0.3%,
N: 0.02% or less, and
O: 0.01% or less,
further,
Ti: 2.5% or less,
V: 2.5% or less, and
Ta: contains one or more selected from the group consisting of 2.0% or less, the balance consists of Fe and impurities,
An austenitic heat-resistant steel that satisfies formulas (1) to (3).
0.008 ≦ Zr + Hf / 2 ≦ 0.35 (1)
0.5 ≦ (3Al + 3Si + 15) / {1000 × (10B × (2Zr + Hf / 2) +0.001)} ≦ 13.5 (2)
0.5 ≦ 100B × (Zr + Hf / 2 + 12) / (2Ti + 2V + Ta / 2) ≦ 6.5 (3)
Here, the content (mass%) of the corresponding element is substituted for each element symbol in the formulas (1) to (3). 請求項１に記載のオーステナイト系耐熱鋼であってさらに、
前記Ｆｅの一部に代えて、第１群〜第４群から選択された１種又は２種以上を含有する、オーステナイト系耐熱鋼。
第１群：Ｃｏ：５％以下、
第２群：Ｗ：７．０％以下、Ｍｏ：３．０％以下、
第３群：Ｃａ：０．０５％以下、Ｍｇ：０．０５％以下及び希土類元素（ＲＥＭ）：０．２%以下、及び、
第４群：Ｒｅ：３％以下。 The austenitic heat-resistant steel according to claim 1, further comprising:
An austenitic heat resistant steel containing one or more selected from the first group to the fourth group in place of a part of the Fe.
First group: Co: 5% or less,
Second group: W: 7.0% or less, Mo: 3.0% or less,
Group 3: Ca: 0.05% or less, Mg: 0.05% or less, and rare earth elements (REM): 0.2% or less, and
Group 4: Re: 3% or less.