JP6245023B2 - オーステナイト系耐熱鋼 - Google Patents
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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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
（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。
（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。
（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。
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。
（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。
（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。
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。
（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。
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。
（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。
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。
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。
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。
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。
［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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
［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。
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。
［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。
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。
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。
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。
［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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
［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。
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。
［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。
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。
［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。
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。
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。
［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。
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。
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。
［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。
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。
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。
［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。
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。
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。
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。
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。
［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。
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。
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。
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。
［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。
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。
［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。
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。
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。
［試験結果］
表３に試験結果を示す。
表３に試験結果を示す。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。 - 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。
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