JP6614347B2 - Austenitic stainless steel - Google Patents

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Description

本発明はステンレス鋼に関し、さらに詳しくは、オーステナイト系ステンレス鋼に関する。   The present invention relates to stainless steel, and more particularly to austenitic stainless steel.

従来、高温浸炭環境下で使用される火力発電ボイラ及び化学プラント等の設備では、耐熱鋼として、Ｃｒ含有量及びＮｉ含有量を高めたオーステナイト系ステンレス鋼、又は、Ｃｒ含有量を高めたＮｉ基合金が使用されている。これらの耐熱鋼は、２０〜３０質量％程度のＣｒ及び２０〜７０質量％程度のＮｉを含有するオーステナイト系ステンレス鋼又はＮｉ基合金である。   Conventionally, in facilities such as thermal power boilers and chemical plants used in high-temperature carburizing environments, as heat-resistant steel, austenitic stainless steel with increased Cr content and Ni content, or Ni base with increased Cr content An alloy is used. These heat resistant steels are austenitic stainless steels or Ni-based alloys containing about 20 to 30% by mass of Cr and about 20 to 70% by mass of Ni.

火力発電ボイラ及び化学プラント等の設備の配管は鋼素管から製造される。鋼素管は、上述のオーステナイト系ステンレス鋼又はＮｉ基合金が溶製された後、熱間加工されて製造される。したがって、耐熱鋼には高い熱間加工性が求められる。しかしながら、オーステナイト系ステンレス鋼は、一般に高温での変形抵抗が高く、延性が低い。そのため、優れた熱間加工性を有するオーステナイト系ステンレス鋼が求められている。   Piping for facilities such as thermal power generation boilers and chemical plants is manufactured from steel base tubes. The steel base tube is manufactured by hot working after the above-described austenitic stainless steel or Ni-based alloy is melted. Therefore, high heat workability is required for heat resistant steel. However, austenitic stainless steel generally has high deformation resistance at high temperatures and low ductility. Therefore, an austenitic stainless steel having excellent hot workability is required.

ところで最近では、いわゆるシェール革命により、安価なシェールガスが生産されている。化学プラント等の設備において、シェールガスを原料ガスとして使用する場合、ナフサ等の従来原料と比較して、原料ガス由来の炭素（Ｃ）により、化学プラント等の設備で用いられる金属管（たとえば反応管）の腐食現象である浸炭が生じやすい。そのため、化学プラント等の設備に使用される鋼には、優れた耐浸炭性が求められる。   Recently, cheap shale gas has been produced by the so-called shale revolution. When using shale gas as a raw material gas in equipment such as a chemical plant, compared to conventional raw materials such as naphtha, carbon (C) derived from the raw material gas is used for metal pipes used in equipment such as chemical plants (for example, reaction) Carburization, which is a corrosion phenomenon of pipes, is likely to occur. Therefore, excellent carburization resistance is required for steel used in facilities such as chemical plants.

耐浸炭性及び耐コーキング性を高めたステンレス鋼は、たとえば、特開２００５−４８２８４号公報（特許文献１）に提案されている。   Stainless steel with improved carburization resistance and caulking resistance has been proposed in, for example, Japanese Patent Laid-Open No. 2005-48284 (Patent Document 1).

特許文献１に開示されたステンレス鋼は、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．６％、Ｓｉ：０．１〜５％、Ｍｎ：０．１〜１０％、Ｐ：０．０８％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ｃｒ：２０〜５５％、Ｎｉ：１０〜７０％、Ｎ：０．００１〜０．２５％、Ｏ（酸素）：０．０２％以下、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる化学組成を有する母材からなる。このステンレス鋼は、表層部にＣｒ欠乏層を備え、該Ｃｒ欠乏層におけるＣｒ濃度が、１０％以上、母材のＣｒ濃度未満であり、かつ該Ｃｒ欠乏層の厚さが２０μｍ以内である。特許文献１では、Ｃｒ２Ｏ３皮膜を主体とする保護皮膜を形成することで、耐浸炭性及び耐コーキング性を高める、と記載されている。The stainless steel disclosed in Patent Document 1 is mass%, C: 0.01 to 0.6%, Si: 0.1 to 5%, Mn: 0.1 to 10%, P: 0.08% Hereinafter, S: 0.05% or less, Cr: 20 to 55%, Ni: 10 to 70%, N: 0.001 to 0.25%, O (oxygen): 0.02% or less, the balance being Fe and It consists of a base material having a chemical composition consisting of inevitable impurities. This stainless steel is provided with a Cr-deficient layer in the surface layer portion, the Cr concentration in the Cr-deficient layer is 10% or more and less than the Cr concentration of the base material, and the thickness of the Cr-deficient layer is within 20 μm. Patent Document 1 describes that carburization resistance and coking resistance are enhanced by forming a protective film mainly composed of a Cr 2 O 3 film.

しかしながら、特許文献１のステンレス鋼では、保護皮膜の主体がＣｒ２Ｏ３皮膜である。そのため、特に高温浸炭環境下において、外部雰囲気からの酸素や炭素の侵入防止機能が十分でない。その結果、材料に内部酸化や浸炭を生じる場合がある。However, in the stainless steel of Patent Document 1, the main component of the protective film is a Cr 2 O 3 film. Therefore, particularly in a high-temperature carburizing environment, the function of preventing the entry of oxygen and carbon from the external atmosphere is not sufficient. As a result, internal oxidation and carburization may occur in the material.

そこで、国際公開第２０１０／１１３８３０号（特許文献２）、国際公開第２００４／０６７７８８号（特許文献３）、及び特開平１０−１４０２９６号公報（特許文献４）は、Ｃｒ２Ｏ３皮膜に代わる保護皮膜に関する技術を開示する。具体的には、これらの文献では、Ｃｒ２Ｏ３皮膜に代わる保護皮膜として、熱力学的に安定なＡｌ２Ｏ３を主体とした保護皮膜を耐熱鋼の表面に形成する。Therefore, International Publication No. 2010/113830 (Patent Document 2), International Publication No. 2004/066788 (Patent Document 3), and Japanese Patent Laid-Open No. 10-140296 (Patent Document 4) replace Cr 2 O 3 coating. A technique relating to a protective film is disclosed. Specifically, in these documents, a protective film mainly composed of thermodynamically stable Al 2 O 3 is formed on the surface of the heat-resistant steel as a protective film replacing the Cr 2 O 3 film.

特許文献２に開示された鋳造製品は、質量％にて、Ｃ：０．０５〜０．７％、Ｓｉ：０％を超えて２．５％以下、Ｍｎ：０％を超えて３．０％以下、Ｃｒ：１５〜５０％、Ｎｉ：１８〜７０％、Ａｌ：２〜４％、希土類元素：０．００５〜０．４％、並びに、Ｗ：０．５〜１０％及び／又はＭｏ：０．１〜５％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる耐熱合金の鋳造体を有する。高温雰囲気と接触する鋳造体の表面にバリア層が形成されており、バリア層は、厚さ０．５μｍ以上のＡｌ２Ｏ３層であって、該バリア層の最表面の８０面積％以上がＡｌ２Ｏ３であり、Ａｌ２Ｏ３層と鋳造体との界面に、合金の基地よりもＣｒ濃度が高いＣｒ基粒子が分散していることを特徴とする。特許文献２では、Ａｌを添加することで、Ａｌ２Ｏ３皮膜を主体とする保護皮膜を形成し、耐浸炭性を高める、と記載されている。The cast product disclosed in Patent Document 2 is, in mass%, C: 0.05 to 0.7%, Si: more than 0% to 2.5% or less, Mn: more than 0% to 3.0% %: Cr: 15-50%, Ni: 18-70%, Al: 2-4%, rare earth elements: 0.005-0.4%, and W: 0.5-10% and / or Mo : It has a cast body of a heat-resistant alloy containing 0.1 to 5%, the balance being Fe and inevitable impurities. A barrier layer is formed on the surface of the cast body in contact with the high-temperature atmosphere, and the barrier layer is an Al 2 O 3 layer having a thickness of 0.5 μm or more, and 80% by area or more of the outermost surface of the barrier layer is It is Al 2 O 3 , and Cr base particles having a Cr concentration higher than that of the base of the alloy are dispersed at the interface between the Al 2 O 3 layer and the cast body. Patent Document 2 describes that by adding Al, a protective film mainly composed of an Al 2 O 3 film is formed, and the carburization resistance is improved.

特許文献３に開示されたニッケル−クロム鋳造合金は、０．８％までの炭素、１％までのケイ素、０．２％までのマンガン、１５％〜４０％のクロム、０．５％〜１３％の鉄、１．５％〜７％のアルミニウム、２．５％までのニオブ、１．５％までのチタン、０．０１％〜０．４％のジルコニウム、０．０６％までの窒素、１２％までのコバルト、５％までのモリブデン、６％までのタングステン、０．０１９％〜０．０８９％のイットリウム、残りはニッケルからなる。特許文献３では、Ａｌに加えＲＥＭを添加することで、保護皮膜であるＡｌ２Ｏ３の耐剥離性を高めたニッケル−クロム鋳造合金が得られる、と記載されている。The nickel-chromium cast alloy disclosed in US Pat. No. 6,057,089 contains up to 0.8% carbon, up to 1% silicon, up to 0.2% manganese, 15% -40% chromium, 0.5% -13. % Iron, 1.5% to 7% aluminum, up to 2.5% niobium, up to 1.5% titanium, 0.01% to 0.4% zirconium, up to 0.06% nitrogen, Up to 12% cobalt, up to 5% molybdenum, up to 6% tungsten, 0.019% to 0.089% yttrium, the rest being nickel. Patent Document 3 describes that by adding REM in addition to Al, a nickel-chromium cast alloy with improved peel resistance of Al 2 O 3 as a protective film can be obtained.

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、重量％で、Ｃ：０．１５％以下、Ｓｉ：０．９％以下、Ｍｎ：０．２〜２％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．００５％以下、かつＳ（％）とＯ（％）を合わせて０．０１５％以下、Ｃｒ：１２〜３０％、Ｎｉ：１０〜３５％、Ａｌ：１．５〜５．５％、Ｂ：０．００１〜０．０１％、Ｎ：０．０２５％以下、Ｃａ：０〜０．００８％、Ｃｕ：０〜２％、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、ＶおよびＨｆのうちの１種以上を合計で０〜２％、Ｗ、Ｍｏ、ＣｏおよびＲｅのうちの１種以上を合計で０〜３％、希土類元素のうちの１種以上を合計で０〜０．０５％含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる。特許文献４では、Ａｌを添加することで、Ａｌ２Ｏ３皮膜を主体とする保護皮膜を形成し、耐酸化性を高める、と記載されている。The austenitic stainless steel disclosed in Patent Document 4 is, by weight, C: 0.15% or less, Si: 0.9% or less, Mn: 0.2-2%, P: 0.04% or less, S: 0.005% or less, and S (%) and O (%) combined to 0.015% or less, Cr: 12-30%, Ni: 10-35%, Al: 1.5-5.5 %, B: 0.001 to 0.01%, N: 0.025% or less, Ca: 0 to 0.008%, Cu: 0 to 2%, Ti, Nb, Zr, V and 1 of Hf 0 to 2% in total of at least species, 0 to 3% in total of one or more of W, Mo, Co and Re, and 0 to 0.05% in total of one or more of rare earth elements The balance consists of Fe and inevitable impurities. Patent Document 4 describes that by adding Al, a protective film mainly composed of an Al 2 O 3 film is formed to improve oxidation resistance.

特開２００５−４８２８４号公報JP 2005-48284 A 国際公開第２０１０／１１３８３０号International Publication No. 2010/113830 国際公開第２００４／０６７７８８号International Publication No. 2004/067788 特開平１０−１４０２９６号公報Japanese Patent Laid-Open No. 10-140296

しかしながら、特許文献２では、耐熱合金がＣｒを最大５０％含有している。そのため、炭化水素ガス雰囲気などの高温浸炭環境では、鋼表面でＣｒが炭化物として形成する場合がある。この場合、保護皮膜であるＡｌ２Ｏ３が均一に形成されない。そのため、浸炭が発生する場合がある。However, in Patent Document 2, the heat-resistant alloy contains up to 50% of Cr. Therefore, Cr may form as a carbide on the steel surface in a high-temperature carburizing environment such as a hydrocarbon gas atmosphere. In this case, Al 2 O 3 which is a protective film is not uniformly formed. Therefore, carburization may occur.

さらに、特許文献２及び３に開示された鋳造品及びニッケル−クロム鋳造合金では、Ｃ含有量が高いため、熱間加工性が著しく低下する。   Further, in the cast products and nickel-chromium cast alloys disclosed in Patent Documents 2 and 3, since the C content is high, the hot workability is significantly lowered.

特許文献３ではさらに、Ｎｉ含有量が高いため、原料コストが著しく高まる。   In patent document 3, since Ni content is high further, raw material cost increases remarkably.

特許文献４では、耐浸炭性について考慮されていない。そのため、耐浸炭性が低い場合がある。   In Patent Document 4, carburization resistance is not considered. Therefore, carburization resistance may be low.

本発明の目的は、炭化水素ガス雰囲気などの高温浸炭環境においても、優れた耐浸炭性を有し、さらに、製造時において優れた熱間加工性を有するオーステナイト系ステンレス鋼を提供することである。   An object of the present invention is to provide an austenitic stainless steel having excellent carburization resistance even in a high-temperature carburizing environment such as a hydrocarbon gas atmosphere, and further having excellent hot workability at the time of manufacture. .

本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼は、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２５％未満、Ｓｉ：０．０１〜２．０％、Ｍｎ：２．０％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：１０〜２２％未満、Ｎｉ：３０．０％超〜４０．０％、Ａｌ：２．５％超〜４．５％未満、Ｎｂ：０．０１〜３．５％、Ｎ：０．０３％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．０５％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０５％、Ｔｉ：０〜０．２％未満、Ｍｏ：０〜０．５％、Ｗ：０〜０．５％、Ｃｕ：０〜０．５％、Ｖ：０〜０．２％、及び、Ｂ：０〜０．０１％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、式（１）を満たす。
０．４０≦（ＣＣｒ´／ＣＡｌ´）／（ＣＣｒ／ＣＡｌ）≦０．８０ （１）
ここで、式（１）中のＣＣｒ´にはオーステナイト系ステンレス鋼の表層におけるＣｒ濃度（質量％）が代入される。ＣＡｌ´にはオーステナイト系ステンレス鋼の表層におけるＡｌ濃度（質量％）が代入される。また、ＣＣｒにはオーステナイト系ステンレス鋼の表層以外のＣｒ濃度（質量％）が代入される。ＣＡｌにはオーステナイト系ステンレス鋼の表層以外のＡｌ濃度（質量％）が代入される。The austenitic stainless steel according to the present embodiment is mass%, C: 0.03 to less than 0.25%, Si: 0.01 to 2.0%, Mn: 2.0% or less, P: 0.04. %: S: 0.01% or less, Cr: less than 10-22%, Ni: more than 30.0% to 40.0%, Al: more than 2.5% to less than 4.5%, Nb: 0.0. 01 to 3.5%, N: 0.03% or less, Ca: 0.0005 to 0.05%, Mg: 0.0005 to 0.05%, Ti: 0 to less than 0.2%, Mo: 0 -0.5%, W: 0-0.5%, Cu: 0-0.5%, V: 0-0.2%, and B: 0-0.01%, the balance being Fe And a chemical composition consisting of impurities, satisfying the formula (1).
0.40 ≦ (C Cr ′ / C Al ′) / (C Cr / C Al ) ≦ 0.80 (1)
Here, the Cr concentration (% by mass) in the surface layer of the austenitic stainless steel is substituted for C Cr ′ in the formula (1). Al concentration (% by mass) in the surface layer of austenitic stainless steel is substituted for C Al '. Also, the C Cr Cr concentration than the surface layer of austenitic stainless steel (mass%) is substituted. Al concentration (mass%) other than the surface layer of austenitic stainless steel is substituted for C Al .

本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼は、炭化水素ガス雰囲気などの高温浸炭環境においても、優れた耐浸炭性を有し、さらに、製造時において優れた熱間加工性を有する。   The austenitic stainless steel according to the present embodiment has excellent carburization resistance even in a high-temperature carburizing environment such as a hydrocarbon gas atmosphere, and further has excellent hot workability during production.

本発明者らは、高温浸炭環境におけるオーステナイト系ステンレス鋼の耐浸炭性、及び、製造時の熱間加工性について調査及び検討を行い、次の知見を得た。高温浸炭環境とは、炭化水素ガス雰囲気での１０００℃以上の環境のことをいう。   The present inventors investigated and examined the carburization resistance of austenitic stainless steel in a high-temperature carburizing environment and the hot workability during production, and obtained the following knowledge. The high-temperature carburizing environment refers to an environment of 1000 ° C. or higher in a hydrocarbon gas atmosphere.

（Ａ）オーステナイト系ステンレス鋼又はＮｉ基合金にＣｒを含有させれば、鋼表面に保護皮膜であるＣｒ２Ｏ３が形成され、耐浸炭性が高まる。しかしながら、上述のとおり、Ｃｒ２Ｏ３は熱力学的に不安定である。そこで本発明においては、鋼表面にＡｌ２Ｏ３皮膜を形成する。Ａｌ２Ｏ３は保護皮膜として働く。Ａｌ２Ｏ３は、高温浸炭環境において、Ｃｒ２Ｏ３よりも熱力学的に安定である。つまり、Ａｌ２Ｏ３皮膜であれば、１０００℃以上の環境であっても、オーステナイト系ステンレス鋼の耐浸炭性を高めることができる。(A) If Cr is contained in the austenitic stainless steel or Ni-based alloy, Cr 2 O 3 as a protective film is formed on the steel surface, and the carburization resistance is increased. However, as described above, Cr 2 O 3 is thermodynamically unstable. Therefore, in the present invention, an Al 2 O 3 film is formed on the steel surface. Al 2 O 3 works as a protective film. Al 2 O 3 is more thermodynamically stable than Cr 2 O 3 in a high temperature carburizing environment. That is, if the Al 2 O 3 film, even 1000 ° C. or more environmental, it is possible to increase the carburization resistance of an austenitic stainless steel.

（Ｂ）Ｃｒは、Ａｌ含有オーステナイト系ステンレス鋼又はＮｉ基合金に過剰に含有された場合、高温浸炭環境において、雰囲気ガス由来のＣと結合する。Ｃと結合したＣｒは、鋼表面にＣｒ炭化物を形成する。Ｃｒ炭化物は、鋼表面でのＡｌ２Ｏ３皮膜の均一な形成を物理的に阻害する。その結果、鋼の耐浸炭性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は一定に制限される必要がある。(B) When Cr is excessively contained in Al-containing austenitic stainless steel or Ni-based alloy, it combines with C derived from atmospheric gas in a high-temperature carburizing environment. Cr combined with C forms Cr carbide on the steel surface. Cr carbide physically inhibits the uniform formation of the Al 2 O 3 film on the steel surface. As a result, the carburization resistance of the steel decreases. Therefore, the Cr content needs to be limited to a certain level.

一方で、ＣｒはＡｌ２Ｏ３皮膜の均一な形成を促進する。この効果を以降、ＣｒのＴｈｉｒｄ Ｅｌｅｍｅｎｔ Ｅｆｆｅｃｔ（以下、ＴＥＥ効果という）という。ＴＥＥ効果のメカニズムは次の通りである。後述する熱処理工程のごく初期において、鋼表面では、まずＣｒが優先的に酸化され、Ｃｒ２Ｏ３が形成される。このため、鋼表面の酸素分圧が局所的に低下する。これにより、Ａｌは内部酸化することなく、表面近傍において均一なＡｌ２Ｏ３皮膜として形成される。その後、Ｃｒ２Ｏ３として使用されていた酸素がＡｌ２Ｏ３に取り込まれる。そして、熱処理工程終了時点ではＡｌ２Ｏ３のみの保護皮膜が形成されている。Ｃｒは、高温浸炭環境下でも同様に、ＴＥＥ効果を有する。つまり、Ｃｒは、高温浸炭環境下でもＡｌ２Ｏ３皮膜の均一な形成を促進する。そのため、均一なＡｌ２Ｏ３皮膜を形成するためには、一定以上のＣｒを含有させる必要がある。On the other hand, Cr promotes uniform formation of the Al 2 O 3 film. This effect is hereinafter referred to as Cr Third Element Effect (hereinafter referred to as TEE effect). The mechanism of the TEE effect is as follows. At the very beginning of the heat treatment step described later, Cr is first preferentially oxidized on the steel surface to form Cr 2 O 3 . For this reason, the oxygen partial pressure on the steel surface is locally reduced. Thus, Al is formed as a uniform Al 2 O 3 film in the vicinity of the surface without internal oxidation. Thereafter, oxygen was used as a Cr 2 O 3 is incorporated into the Al 2 O 3. Then, the protective coating of only Al 2 O 3 is in the heat treatment step at the end is formed. Similarly, Cr has a TEE effect even in a high-temperature carburizing environment. That is, Cr promotes uniform formation of the Al 2 O 3 film even in a high-temperature carburizing environment. Therefore, in order to form a uniform Al 2 O 3 film, it is necessary to contain a certain amount or more of Cr.

したがって、高温浸炭環境下でのＣｒ炭化物の生成を抑制し、Ａｌ２Ｏ３皮膜の形成を促進するために、本発明では、Ｃｒ含有量を１０〜２２％未満とする。Therefore, in order to suppress the formation of Cr carbide in a high-temperature carburizing environment and promote the formation of an Al 2 O 3 film, the Cr content is set to less than 10 to 22% in the present invention.

（Ｃ）オーステナイト系ステンレス鋼において、表層におけるＣｒ濃度と表層におけるＡｌ濃度との比を、表層以外のＣｒ濃度と表層以外のＡｌ濃度との比よりも適度に小さくすることが有効である。つまり、オーステナイト系ステンレス鋼が式（１）を満たせば、高温浸炭環境中での耐浸炭性が高まる。
０．４０≦（ＣＣｒ´／ＣＡｌ´）／（ＣＣｒ／ＣＡｌ）≦０．８０ （１）
ここで、式（１）中のＣＣｒ´にはオーステナイト系ステンレス鋼の表層におけるＣｒ濃度（質量％）が代入される。ＣＡｌ´にはオーステナイト系ステンレス鋼の表層におけるＡｌ濃度（質量％）が代入される。また、ＣＣｒにはオーステナイト系ステンレス鋼の表層以外のＣｒ濃度（質量％）が代入される。ＣＡｌにはオーステナイト系ステンレス鋼の表層以外のＡｌ濃度（質量％）が代入される。(C) In the austenitic stainless steel, it is effective to make the ratio of the Cr concentration in the surface layer and the Al concentration in the surface layer appropriately smaller than the ratio between the Cr concentration other than the surface layer and the Al concentration other than the surface layer. That is, if the austenitic stainless steel satisfies the formula (1), the carburization resistance in a high-temperature carburizing environment is enhanced.
0.40 ≦ (C Cr ′ / C Al ′) / (C Cr / C Al ) ≦ 0.80 (1)
Here, the Cr concentration (% by mass) in the surface layer of the austenitic stainless steel is substituted for C Cr ′ in the formula (1). Al concentration (% by mass) in the surface layer of austenitic stainless steel is substituted for C Al '. Also, the C Cr Cr concentration than the surface layer of austenitic stainless steel (mass%) is substituted. Al concentration (mass%) other than the surface layer of austenitic stainless steel is substituted for C Al .

Ｆ１＝（ＣＣｒ´／ＣＡｌ´）／（ＣＣｒ／ＣＡｌ）と定義する。Ｆ１が０．４０以上であれば、高温浸炭環境において、鋼表面でＣｒによるＴＥＥ効果が十分に得られる。この場合、Ａｌ２Ｏ３皮膜の形成が促進される。Ｆ１が０．８０以下であれば、高温浸炭環境において、鋼表面のＣｒ炭化物の形成が抑制される。このため、均一なＡｌ２Ｏ３皮膜が形成される。その結果、耐浸炭性が高まる。Define F1 = (C Cr '/ C Al ') / (C Cr / C Al ). If F1 is 0.40 or more, the TEE effect by Cr is sufficiently obtained on the steel surface in a high-temperature carburizing environment. In this case, formation of the Al 2 O 3 film is promoted. If F1 is 0.80 or less, formation of Cr carbide on the steel surface is suppressed in a high-temperature carburizing environment. Therefore, uniform Al 2 O 3 film is formed. As a result, carburization resistance is increased.

（Ｄ）オーステナイト系ステンレス鋼の化学組成が０．０００５％以上のカルシウム（Ｃａ）及び０．０００５％以上のマグネシウム（Ｍｇ）を含有すれば、熱間加工性が高まる。一方で、これらの元素の含有量が高すぎる場合、オーステナイト系ステンレス鋼の高温での靱性及び延性が低下し、熱間加工性が低下する。そのため、Ｃａ：０．０００５〜０．０５％、及び、Ｍｇ：０．０００５〜０．０５％を含有させる。   (D) If the chemical composition of the austenitic stainless steel contains 0.0005% or more of calcium (Ca) and 0.0005% or more of magnesium (Mg), the hot workability is enhanced. On the other hand, when the content of these elements is too high, the toughness and ductility of the austenitic stainless steel at a high temperature decreases, and the hot workability decreases. Therefore, Ca: 0.0005-0.05% and Mg: 0.0005-0.05% are contained.

以上の知見に基づいて完成した本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼は、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２５％未満、Ｓｉ：０．０１〜２．０％、Ｍｎ：２．０％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：１０〜２２％未満、Ｎｉ：３０．０％超〜４０．０％、Ａｌ：２．５％超〜４．５％未満、Ｎｂ：０．０１〜３．５％、Ｎ：０．０３％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．０５％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０５％、Ｔｉ：０〜０．２％未満、Ｍｏ：０〜０．５％、Ｗ：０〜０．５％、Ｃｕ：０〜０．５％、Ｖ：０〜０．２％、及び、Ｂ：０〜０．０１％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、式（１）を満たす。
０．４０≦（ＣＣｒ´／ＣＡｌ´）／（ＣＣｒ／ＣＡｌ）≦０．８０ （１）
ここで、式（１）中のＣＣｒ´にはオーステナイト系ステンレス鋼の表層におけるＣｒ濃度（質量％）が代入される。ＣＡｌ´にはオーステナイト系ステンレス鋼の表層におけるＡｌ濃度（質量％）が代入される。また、ＣＣｒにはオーステナイト系ステンレス鋼の表層以外のＣｒ濃度（質量％）が代入される。ＣＡｌにはオーステナイト系ステンレス鋼の表層以外のＡｌ濃度（質量％）が代入される。The austenitic stainless steel according to the present embodiment completed based on the above knowledge is mass%, C: 0.03 to less than 0.25%, Si: 0.01 to 2.0%, Mn: 2.0. %: P: 0.04% or less, S: 0.01% or less, Cr: less than 10-22%, Ni: more than 30.0% to 40.0%, Al: more than 2.5% to 4. Less than 5%, Nb: 0.01 to 3.5%, N: 0.03% or less, Ca: 0.0005 to 0.05%, Mg: 0.0005 to 0.05%, Ti: 0 to 0 Less than 2%, Mo: 0 to 0.5%, W: 0 to 0.5%, Cu: 0 to 0.5%, V: 0 to 0.2%, and B: 0 to 0.01 %, The balance has a chemical composition consisting of Fe and impurities, and satisfies the formula (1).
0.40 ≦ (C Cr ′ / C Al ′) / (C Cr / C Al ) ≦ 0.80 (1)
Here, the Cr concentration (% by mass) in the surface layer of the austenitic stainless steel is substituted for C Cr ′ in the formula (1). Al concentration (% by mass) in the surface layer of austenitic stainless steel is substituted for C Al '. Also, the C Cr Cr concentration than the surface layer of austenitic stainless steel (mass%) is substituted. Al concentration (mass%) other than the surface layer of austenitic stainless steel is substituted for C Al .

上記化学組成は、Ｔｉ：０．００５〜０．２％未満、Ｍｏ：０．０１〜０．５％、Ｗ：０．０１〜０．５％、Ｃｕ：０．００５〜０．５％、Ｖ：０．００５〜０．２％、及び、Ｂ：０．０００１〜０．０１からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。   The chemical composition is Ti: 0.005 to less than 0.2%, Mo: 0.01 to 0.5%, W: 0.01 to 0.5%, Cu: 0.005 to 0.5%, You may contain 1 type (s) or 2 or more types selected from the group which consists of V: 0.005-0.2% and B: 0.0001-0.01.

以下、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼について詳述する。元素に関する「％」は、特に断りがない限り、質量％を意味する。   Hereinafter, the austenitic stainless steel of this embodiment will be described in detail. “%” Regarding an element means mass% unless otherwise specified.

［化学組成］
本実施形態によるオーステナイト系ステンレス鋼の化学組成は、次の元素を含有する。[Chemical composition]
The chemical composition of the austenitic stainless steel according to the present embodiment contains the following elements.

Ｃ：０．０３〜０．２５％未満
炭素（Ｃ）は主にＣｒと結合して鋼中にＣｒ炭化物を形成し、高温浸炭環境での使用時におけるクリープ強度を高める。Ｃ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｃ含有量が高すぎれば、鋼の鋳造後の凝固組織中に粗大な共晶炭化物を多数形成し、鋼の靭性を低下する。したがって、Ｃ含有量は０．０３〜０．２５％未満である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．０５％であり、より好ましくは０．０８％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．２３％であり、より好ましくは０．２０％である。C: 0.03 to less than 0.25% Carbon (C) mainly bonds with Cr to form Cr carbide in the steel, and increases the creep strength when used in a high-temperature carburizing environment. If the C content is too low, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the C content is too high, a large number of coarse eutectic carbides are formed in the solidified structure after casting of steel, and the toughness of the steel is lowered. Therefore, the C content is 0.03 to less than 0.25%. The minimum with preferable C content is 0.05%, More preferably, it is 0.08%. The upper limit with preferable C content is 0.23%, More preferably, it is 0.20%.

Ｓｉ：０．０１〜２．０％
シリコン（Ｓｉ）は鋼を脱酸する。他の元素で脱酸を十分に実施できる場合、Ｓｉの含有量は出来るだけ少なくてもよい。一方、Ｓｉ含有量が高すぎれば、熱間加工性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．０１〜２．０％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．０２％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１．０％である。Si: 0.01 to 2.0%
Silicon (Si) deoxidizes steel. In the case where deoxidation can be sufficiently performed with other elements, the Si content may be as small as possible. On the other hand, if the Si content is too high, the hot workability decreases. Therefore, the Si content is 0.01 to 2.0%. The minimum with preferable Si content is 0.02%, More preferably, it is 0.03%. The upper limit with preferable Si content is 1.0%.

Ｍｎ：２．０％以下
マンガン（Ｍｎ）は不可避に含有される。Ｍｎは鋼中に含まれる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、鋼が硬くなりすぎ、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２．０％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１．２％である。Mn: 2.0% or less Manganese (Mn) is unavoidably contained. Mn combines with S contained in the steel to form MnS and enhances the hot workability of the steel. However, if the Mn content is too high, the steel becomes too hard and the hot workability and weldability deteriorate. Therefore, the Mn content is 2.0% 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 1.2%.

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。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０３％である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。Ｐ含有量の下限はたとえば、０．０００５％である。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. The upper limit with preferable P content is 0.03%. The P content is preferably as low as possible. The lower limit of the P content is, for example, 0.0005%.

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。Ｓ含有量の好ましい上限は０．００８％である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。Ｓ含有量の下限はたとえば、０．００１％である。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. The upper limit with preferable S content is 0.008%. The S content is preferably as low as possible. The lower limit of the S content is, for example, 0.001%.

Ｃｒ：１０〜２２％未満
クロム（Ｃｒ）は、上述のＴＥＥ効果により、熱処理工程中及び高温浸炭環境下でＡｌ２Ｏ３皮膜の形成を促進する。Ｃｒはさらに、鋼中のＣと結合して鋼中にＣｒ炭化物を形成し、クリープ強度を高める。Ｃｒ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｃｒ含有量が高すぎれば、高温浸炭環境下で、Ｃｒは雰囲気ガス（炭化水素ガス）由来のＣと結合し、鋼表面にＣｒ炭化物を形成する。鋼表面にＣｒ炭化物が形成されると鋼表面のＣｒが局所的に欠乏する。このためＴＥＥ効果が低下し、均一なＡｌ２Ｏ３皮膜が形成されない。Ｃｒ含有量が高すぎればさらに、鋼表面のＣｒ炭化物が均一なＡｌ２Ｏ３皮膜の形成を物理的に阻害する。したがって、Ｃｒ含有量は１０〜２２％未満である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は１１％であり、さらに好ましくは１２％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は２１％であり、さらに好ましくは２０％である。本明細書において、Ｃｒ炭化物は、鋼中に形成されるＣｒ炭化物と、鋼表面に形成されるＣｒ炭化物とに分かれる。本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼では、鋼中にＣｒ炭化物を形成させ、鋼表面のＣｒ炭化物は抑制する。Cr: Less than 10 to 22% Chromium (Cr) promotes the formation of an Al 2 O 3 film during the heat treatment process and in a high-temperature carburizing environment due to the above-described TEE effect. Further, Cr combines with C in the steel to form Cr carbide in the steel, increasing the creep strength. If the Cr content is too low, these effects cannot be obtained. On the other hand, if the Cr content is too high, Cr combines with C derived from atmospheric gas (hydrocarbon gas) in a high-temperature carburizing environment, and forms Cr carbide on the steel surface. When Cr carbide is formed on the steel surface, Cr on the steel surface is locally depleted. Therefore TEE effect decreases, uniform Al 2 O 3 film is not formed. If the Cr content is too high, the Cr carbide on the steel surface further physically inhibits the formation of a uniform Al 2 O 3 film. Therefore, the Cr content is less than 10-22%. The minimum with preferable Cr content is 11%, More preferably, it is 12%. The upper limit with preferable Cr content is 21%, More preferably, it is 20%. In this specification, Cr carbide is divided into Cr carbide formed in steel and Cr carbide formed on the steel surface. In the austenitic stainless steel of this embodiment, Cr carbide is formed in the steel, and Cr carbide on the steel surface is suppressed.

Ｎｉ：３０．０％超〜４０．０％
ニッケル（Ｎｉ）は、オーステナイトを安定化させ、クリープ強度を高める。Ｎｉはさらに、鋼の耐浸炭性を高める。Ｎｉ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｎｉ含有量が高すぎれば、これらの効果が飽和するだけでなく、原料コストが高くなる。したがって、Ｎｉ含有量は３０．０％超〜４０．０％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は３１．０％であり、さらに好ましくは３２．０％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は３９．０％であり、さらに好ましくは３８．０％である。Ni: more than 30.0% to 40.0%
Nickel (Ni) stabilizes austenite and increases creep strength. Ni further enhances the carburization resistance of the steel. If the Ni content is too low, these effects cannot be obtained. On the other hand, if the Ni content is too high, these effects are not only saturated, but the raw material costs are increased. Therefore, the Ni content is more than 30.0% to 40.0%. The minimum with preferable Ni content is 31.0%, More preferably, it is 32.0%. The upper limit with preferable Ni content is 39.0%, More preferably, it is 38.0%.

Ａｌ：２．５％超〜４．５％未満
アルミニウム（Ａｌ）は、熱処理工程中及び高温浸炭環境下で鋼表面にＡｌ２Ｏ３皮膜を形成し、鋼の耐浸炭性を高める。特に本発明にて想定している高温浸炭環境においては、従来用いられているＣｒ２Ｏ３皮膜と比較して、Ａｌ２Ｏ３皮膜は熱力学的に安定である。Ａｌ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ａｌ含有量が高すぎれば、組織安定性が低下し、クリープ強度が著しく低下する。したがって、Ａｌ含有量は２．５％超〜４．５％未満である。Ａｌ含有量の好ましい下限は２．５５％であり、さらに好ましくは２．６％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は４．２％であり、さらに好ましくは４．０％である。本発明によるオーステナイト系ステンレス鋼において、Ａｌ含有量は、鋼材中に含有する全Ａｌ量を意味する。Al: more than 2.5% to less than 4.5% Aluminum (Al) forms an Al 2 O 3 film on the steel surface during the heat treatment process and in a high-temperature carburizing environment, and improves the carburization resistance of the steel. In particular, in the high-temperature carburizing environment assumed in the present invention, the Al 2 O 3 film is thermodynamically stable as compared with the conventionally used Cr 2 O 3 film. If the Al content is too low, these effects cannot be obtained. On the other hand, if the Al content is too high, the structural stability is lowered and the creep strength is significantly lowered. Therefore, the Al content is more than 2.5% to less than 4.5%. The minimum with preferable Al content is 2.55%, More preferably, it is 2.6%. The upper limit with preferable Al content is 4.2%, More preferably, it is 4.0%. In the austenitic stainless steel according to the present invention, the Al content means the total amount of Al contained in the steel material.

Ｎｂ：０．０１〜３．５％
ニオブ（Ｎｂ）は、析出強化相となる金属間化合物（ラーベス相及びＮｉ３Ｎｂ相）を形成して、結晶粒界及び結晶粒内を析出強化し、鋼のクリープ強度を高める。一方、Ｎｂ含有量が高すぎれば、金属間化合物が過剰に生成して、鋼の靭性が低下する。Ｎｂ含有量が高すぎればさらに、長時間時効後の靭性も低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０．０１〜３．５％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．０５％であり、さらに好ましくは０．１％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は３．２％未満であり、さらに好ましくは３．０％である。Nb: 0.01 to 3.5%
Niobium (Nb) forms an intermetallic compound (Laves phase and Ni 3 Nb phase) that becomes a precipitation strengthening phase, and precipitates and strengthens the grain boundaries and inside the crystal grains, thereby increasing the creep strength of the steel. On the other hand, if the Nb content is too high, an intermetallic compound is excessively generated and the toughness of the steel is lowered. If the Nb content is too high, the toughness after aging for a long time further decreases. Therefore, the Nb content is 0.01 to 3.5%. The minimum with preferable Nb content is 0.05%, More preferably, it is 0.1%. The upper limit with preferable Nb content is less than 3.2%, More preferably, it is 3.0%.

Ｎ：０．０３％以下
窒素（Ｎ）はオーステナイトを安定化し、不可避に含有される。一方、Ｎ含有量が高すぎれば、熱処理後でも未固溶で残存する粗大な窒化物及び／又は炭窒化物が生成する。粗大な窒化物及び／又は炭窒化物は鋼の靱性を低下する。したがって、Ｎ含有量は０．０３％以下である。好ましいＮ含有量の上限は０．０１％である。Ｎ含有量の下限はたとえば、０．０００５％である。N: 0.03% or less Nitrogen (N) stabilizes austenite and is unavoidably contained. On the other hand, if the N content is too high, coarse nitrides and / or carbonitrides that remain undissolved even after heat treatment are generated. Coarse nitrides and / or carbonitrides reduce the toughness of the steel. Therefore, the N content is 0.03% or less. A preferable upper limit of the N content is 0.01%. The lower limit of the N content is, for example, 0.0005%.

Ｃａ：０．０００５〜０．０５％
カルシウム（Ｃａ）は、Ｓを硫化物として固定し、熱間加工性を高める。一方、Ｃａ含有量が高すぎれば、靱性及び延性が低下する。そのため、熱間加工性が低下する。Ｃａ含有量が高すぎればさらに、清浄性が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０．０００５〜０．０５％である。Ｃａの好ましい下限は０．０００６％であり、さらに好ましくは０．０００８％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．００８％である。Ca: 0.0005 to 0.05%
Calcium (Ca) fixes S as a sulfide and improves hot workability. On the other hand, if the Ca content is too high, toughness and ductility are reduced. Therefore, hot workability is reduced. If the Ca content is too high, the cleanliness is further deteriorated. Therefore, the Ca content is 0.0005 to 0.05%. A preferable lower limit of Ca is 0.0006%, and more preferably 0.0008%. The upper limit with preferable Ca content is 0.01%, More preferably, it is 0.008%.

Ｍｇ：０．０００５〜０．０５％
マグネシウム（Ｍｇ）は、Ｓを硫化物として固定し、鋼の熱間加工性を高める。一方、Ｍｇ含有量が高すぎれば、靱性及び延性が低下する。そのため、熱間加工性が低下する。Ｍｇ含有量が高すぎればさらに、清浄性が低下する。したがって、Ｍｇ含有量は０．０００５〜０．０５％である。Ｍｇの好ましい下限は０．０００６％であり、さらに好ましくは０．０００８％である。Ｍｇ含有量の好ましい上限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．００８％である。Mg: 0.0005 to 0.05%
Magnesium (Mg) fixes S as a sulfide and improves the hot workability of steel. On the other hand, if the Mg content is too high, toughness and ductility are reduced. Therefore, hot workability is reduced. If the Mg content is too high, the cleanliness is further deteriorated. Therefore, the Mg content is 0.0005 to 0.05%. A preferable lower limit of Mg is 0.0006%, and more preferably 0.0008%. The upper limit with preferable Mg content is 0.01%, More preferably, it is 0.008%.

本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここで、不純物とは、オーステナイト系ステンレス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、又は製造環境などから混入されるものであって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。   The balance of the chemical composition of the austenitic stainless steel of this embodiment is composed of Fe and impurities. Here, the impurities are those that are mixed from ore, scrap, or production environment as raw materials when industrially producing austenitic stainless steel, and are allowed within a range that does not adversely affect the present invention. Means what will be done.

［任意元素について］
上述のオーステナイト系ステンレス鋼の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｔｉを含有してもよい。[Arbitrary elements]
The chemical composition of the austenitic stainless steel described above may further contain Ti instead of a part of Fe.

Ｔｉ：０〜０．２％未満
チタン（Ｔｉ）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、Ｔｉは、析出強化相となる金属間化合物（ラーベス相及びＮｉ３Ｔｉ相）を形成して、析出強化によりクリープ強度を高める。一方、Ｔｉ含有量が高すぎれば、金属間化合物が過剰に生成して、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、長時間時効後の靭性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０〜０．２％未満である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．００５％であり、さらに好ましくは、０．０１％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．１５％であり、さらに好ましくは、０．１％である。Ti: 0 to less than 0.2% Titanium (Ti) is an optional element and may not be contained. When contained, Ti forms an intermetallic compound (Laves phase and Ni 3 Ti phase) that becomes a precipitation strengthening phase, and increases the creep strength by precipitation strengthening. On the other hand, if the Ti content is too high, an intermetallic compound is excessively produced, and high temperature ductility and hot workability are reduced. If the Ti content is too high, the toughness after aging for a long time further decreases. Accordingly, the Ti content is 0 to less than 0.2%. The minimum with preferable Ti content is 0.005%, More preferably, it is 0.01%. The upper limit with preferable Ti content is 0.15%, More preferably, it is 0.1%.

上述のオーステナイト系ステンレス鋼の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｍｏ及びＷからなる群から選択される１種又は２種を含有してもよい。これらの元素はいずれも任意元素であり、鋼のクリープ強度を高める。   The chemical composition of the austenitic stainless steel described above may further include one or two selected from the group consisting of Mo and W instead of part of Fe. All of these elements are optional elements and increase the creep strength of steel.

Ｍｏ：０〜０．５％
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、母相であるオーステナイトに固溶する。固溶したＭｏは、固溶強化によりクリープ強度を高める。一方、Ｍｏ含有量が高すぎれば、熱間加工性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０〜０．５％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．４％であり、さらに好ましくは０．３％である。Mo: 0 to 0.5%
Molybdenum (Mo) is an optional element and may not be contained. When contained, Mo dissolves in the austenite that is the parent phase. The solid solution Mo increases the creep strength by solid solution strengthening. On the other hand, if Mo content is too high, hot workability will fall. Therefore, the Mo content is 0 to 0.5%. The minimum with preferable Mo content is 0.01%, More preferably, it is 0.05%. The upper limit with preferable Mo content is 0.4%, More preferably, it is 0.3%.

Ｗ：０〜０．５％
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する。固溶したＷは、固溶強化によりクリープ強度を高める。一方、Ｗ含有量が高すぎれば、熱間加工性が低下する。したがって、Ｗ含有量は０〜０．５％である。Ｗ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｗ含有量の好ましい上限は０．４％であり、さらに好ましくは０．３％である。W: 0 to 0.5%
Tungsten (W) is an optional element and may not be contained. When contained, W forms a solid solution in the austenite that is the parent phase. The solid solution W increases the creep strength by solid solution strengthening. On the other hand, if the W content is too high, the hot workability decreases. Therefore, the W content is 0 to 0.5%. The minimum with preferable W content is 0.01%, More preferably, it is 0.05%. The upper limit with preferable W content is 0.4%, More preferably, it is 0.3%.

上述のオーステナイト系ステンレス鋼の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕを含有してもよい。   The chemical composition of the austenitic stainless steel described above may further contain Cu instead of part of Fe.

Ｃｕ：０〜０．５％
銅（Ｃｕ）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、Ｃｕはオーステナイトを安定化する。Ｃｕはさらに、析出強化により鋼の強度を高める。一方で、Ｃｕ含有量が高すぎれば、鋼の延性及び熱間加工性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０〜０．５％である。Ｃｕ含有量の好ましい下限は０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．３％であり、さらに好ましくは０．１％である。Cu: 0 to 0.5%
Copper (Cu) is an optional element and may not be contained. When contained, Cu stabilizes austenite. Cu further increases the strength of the steel by precipitation strengthening. On the other hand, if Cu content is too high, the ductility and hot workability of steel will fall. Therefore, the Cu content is 0 to 0.5%. The minimum with preferable Cu content is 0.005%, More preferably, it is 0.01%. The upper limit with preferable Cu content is 0.3%, More preferably, it is 0.1%.

上述のオーステナイト系ステンレス鋼の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｖを含有してもよい。   The chemical composition of the austenitic stainless steel described above may further contain V instead of part of Fe.

Ｖ：０〜０．２％
バナジウム（Ｖ）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、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。一方、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、熱間加工性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０〜０．２％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．１５％であり、さらに好ましくは０．１％である。V: 0 to 0.2%
Vanadium (V) is an optional element and may not be contained. When contained, V forms an intermetallic compound similar to Ti and increases the creep strength of steel. On the other hand, if the V content is too high, the volume ratio of the intermetallic compound in the steel becomes excessively high, and the hot workability decreases. Therefore, the V content is 0 to 0.2%. The minimum with preferable V content is 0.005%, More preferably, it is 0.01%. The upper limit with preferable V content is 0.15%, More preferably, it is 0.1%.

上述のオーステナイト系ステンレス鋼の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｂを含有してもよい。   The chemical composition of the austenitic stainless steel described above may further contain B instead of a part of Fe.

Ｂ：０〜０．０１％
ボロン（Ｂ）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、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。これにより、鋼のクリープ強度を高める。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０〜０．０１％である。Ｂ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００５％である。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００８％であり、さらに好ましくは０．００６％である。B: 0 to 0.01%
Boron (B) is an optional element and may not be contained. When contained, B segregates at the grain boundary and promotes precipitation of intermetallic compounds at the grain boundary. This increases the creep strength of the steel. 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 to 0.01%. The minimum with preferable B content is 0.0001%, More preferably, it is 0.0005%. The upper limit with preferable B content is 0.008%, More preferably, it is 0.006%.

［式（１）について］
本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼はさらに、式（１）を満たす。
０．４０≦（ＣＣｒ´／ＣＡｌ´）／（ＣＣｒ／ＣＡｌ）≦０．８０ （１）
ここで、式（１）中のＣＣｒ´にはオーステナイト系ステンレス鋼の表層におけるＣｒ濃度（質量％）が代入される。ＣＡｌ´にはオーステナイト系ステンレス鋼の表層におけるＡｌ濃度（質量％）が代入される。また、ＣＣｒにはオーステナイト系ステンレス鋼の表層以外のＣｒ濃度（質量％）が代入される。ＣＡｌにはオーステナイト系ステンレス鋼の表層以外のＡｌ濃度（質量％）が代入される。[Regarding Formula (1)]
The austenitic stainless steel of this embodiment further satisfies the formula (1).
0.40 ≦ (C Cr ′ / C Al ′) / (C Cr / C Al ) ≦ 0.80 (1)
Here, the Cr concentration (% by mass) in the surface layer of the austenitic stainless steel is substituted for C Cr ′ in the formula (1). Al concentration (% by mass) in the surface layer of austenitic stainless steel is substituted for C Al '. Also, the C Cr Cr concentration than the surface layer of austenitic stainless steel (mass%) is substituted. Al concentration (mass%) other than the surface layer of austenitic stainless steel is substituted for C Al .

本明細書において、オーステナイト系ステンレス鋼の表層とは、オーステナイト系ステンレス鋼の表面から２μｍ深さまでの範囲を意味する。表面から２μｍ深さとは、母材の表面から２μｍ深さを意味する。オーステナイト系ステンレス鋼が表面にＡｌ２Ｏ３皮膜を備える場合は、母材の表面から２μｍ深さとは、脱スケール処理によりＡｌ２Ｏ３皮膜を除去した後の母材の表面から２μｍ深さを意味する。つまり、式（１）中のＣＣｒ´にはオーステナイト系ステンレス鋼の表面（オーステナイト系ステンレス鋼が表面にＡｌ２Ｏ３皮膜を備える場合は、脱スケール処理によりＡｌ２Ｏ３皮膜を除去した後の母材の表面）から２μｍ深さまでの範囲におけるＣｒ濃度（質量％）が代入される。式（１）中のＣＡｌ´にはオーステナイト系ステンレス鋼の表面（オーステナイト系ステンレス鋼が表面にＡｌ２Ｏ３皮膜を備える場合は、脱スケール処理によりＡｌ２Ｏ３皮膜を除去した後の母材の表面）から２μｍ深さまでの範囲におけるＡｌ濃度（質量％）が代入される。また、表層以外のＣｒ濃度（質量％）とは、表層以外の領域の母材の平均Ｃｒ濃度（質量％）を意味する。表層以外のＡｌ濃度（質量％）とは、表層以外の領域の母材の平均Ａｌ濃度（質量％）を意味する。In this specification, the surface layer of austenitic stainless steel means a range from the surface of austenitic stainless steel to a depth of 2 μm. 2 μm depth from the surface means 2 μm depth from the surface of the base material. When the austenitic stainless steel has an Al 2 O 3 coating on the surface, the depth of 2 μm from the surface of the base material means that the depth of 2 μm from the surface of the base material after removing the Al 2 O 3 coating by descaling treatment. means. That is, the surface of the austenitic stainless steel (in the case where the austenitic stainless steel has an Al 2 O 3 coating on the surface, the Al 2 O 3 coating is removed by descaling treatment) in C Cr ′ in the formula (1). The Cr concentration (mass%) in the range from the surface of the base material to the depth of 2 μm is substituted. C Al ′ in formula (1) is the surface of austenitic stainless steel (if the austenitic stainless steel has an Al 2 O 3 coating on the surface, the mother after removing the Al 2 O 3 coating by descaling treatment) Al concentration (mass%) in a range from the surface of the material to a depth of 2 μm is substituted. Further, the Cr concentration (% by mass) other than the surface layer means the average Cr concentration (% by mass) of the base material in the region other than the surface layer. The Al concentration (mass%) other than the surface layer means the average Al concentration (mass%) of the base material in the region other than the surface layer.

式（１）に示すとおり、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼では、表層のＣｒ濃度と表層のＡｌ濃度との比が、母材のＣｒ濃度と母材のＡｌ濃度との比よりも適度に小さい。この場合、上述のとおり、Ａｌ２Ｏ３皮膜の形成が促進される。その結果、高温浸炭環境において、耐浸炭性が高まる。As shown in the formula (1), in the austenitic stainless steel of the present embodiment, the ratio of the Cr concentration of the surface layer to the Al concentration of the surface layer is more appropriate than the ratio of the Cr concentration of the base material to the Al concentration of the base material. small. In this case, as described above, the formation of the Al 2 O 3 film is promoted. As a result, carburization resistance is enhanced in a high-temperature carburizing environment.

Ｆ１＝（ＣＣｒ´／ＣＡｌ´）／（ＣＣｒ／ＣＡｌ）と定義する。Ｆ１はＣｒ挙動の指標である。Define F1 = (C Cr '/ C Al ') / (C Cr / C Al ). F1 is an index of Cr behavior.

Ｆ１が０．８０を超えれば、表層のＣｒ濃度と表層のＡｌ濃度との比が、母材のＣｒ濃度と母材のＡｌ濃度との比よりも大きすぎる。つまり、表層のＣｒ濃度ＣＣｒ´が高すぎる。この場合、高温浸炭環境において鋼表面にＣｒ炭化物が形成され、均一なＡｌ２Ｏ３皮膜の形成が物理的に阻害される。If F1 exceeds 0.80, the ratio between the Cr concentration in the surface layer and the Al concentration in the surface layer is too large than the ratio between the Cr concentration in the base material and the Al concentration in the base material. That is, the surface layer Cr concentration C Cr ′ is too high. In this case, Cr carbide is formed on the steel surface in a high-temperature carburizing environment, and the formation of a uniform Al 2 O 3 film is physically hindered.

Ｆ１が０．４０未満であれば、表層のＣｒ濃度と表層のＡｌ濃度との比が、母材のＣｒ濃度と母材のＡｌ濃度との比よりも小さすぎる。つまり、表層のＣｒ濃度ＣＣｒ´が小さすぎる。この場合、高温浸炭環境においてＣｒのＴＥＥ効果が得られない。このため、鋼表面に均一なＡｌ２Ｏ３皮膜が形成されない。If F1 is less than 0.40, the ratio between the Cr concentration in the surface layer and the Al concentration in the surface layer is too small than the ratio between the Cr concentration in the base material and the Al concentration in the base material. That is, the Cr concentration C Cr ′ of the surface layer is too small. In this case, the TEE effect of Cr cannot be obtained in a high-temperature carburizing environment. Therefore, uniform Al 2 O 3 film on the steel surface is not formed.

したがって、Ｆ１は、０．４０〜０．８０である。Ｆ１の好ましい下限は、０．４２であり、さらに好ましくは０．４４である。Ｆ１の好ましい上限は、０．７９であり、さらに好ましくは０．７８である。   Therefore, F1 is 0.40 to 0.80. The minimum with preferable F1 is 0.42, More preferably, it is 0.44. The upper limit with preferable F1 is 0.79, More preferably, it is 0.78.

上述の表層のＣｒ濃度ＣＣｒ´及び表層のＡｌ濃度ＣＡｌ´は次の方法で求められる。オーステナイト系ステンレス鋼を表面に対して垂直に切断する。切断したオーステナイト系ステンレス鋼の表面（オーステナイト系ステンレス鋼が表面にＡｌ２Ｏ３皮膜を備える場合は、脱スケール処理によりＡｌ２Ｏ３皮膜を除去した後の母材の表面）から２μｍ深さまでの範囲において、任意の５点（測定点）を選択する。各測定点のＣｒ濃度及びＡｌ濃度をＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線分光）により測定する。測定した値を平均して求めた値をＣＣｒ´（％）及びＣＡｌ´（％）と定義する。The surface layer Cr concentration C Cr ′ and the surface layer Al concentration C Al ′ are determined by the following method. Austenitic stainless steel is cut perpendicular to the surface. From the surface of the cut austenitic stainless steel (when the austenitic stainless steel has an Al 2 O 3 coating on the surface, the surface of the base material after removing the Al 2 O 3 coating by descaling) to a depth of 2 μm In the range, arbitrary 5 points (measurement points) are selected. The Cr concentration and the Al concentration at each measurement point are measured by EDX (energy dispersive X-ray spectroscopy). Values obtained by averaging the measured values are defined as C Cr ′ (%) and C Al ′ (%).

オーステナイト系ステンレス鋼が表面にＡｌ２Ｏ３皮膜を備える場合は、脱スケール処理をした後に、表層のＣｒ濃度ＣＣｒ´及び表層のＡｌ濃度ＣＡｌ´を測定する。オーステナイト系ステンレス鋼を脱スケールする条件は、ＪＩＳ Ｚ ２２９０（２００４）に準拠する。When the austenitic stainless steel is provided with an Al 2 O 3 coating on the surface, after the descaling treatment, the surface layer Cr concentration C Cr ′ and the surface layer Al concentration C Al ′ are measured. The conditions for descaling austenitic stainless steel conform to JIS Z 2290 (2004).

上述の表層以外のＣｒ濃度ＣＣｒ及び表層以外のＡｌ濃度ＣＡｌの分析は、周知の成分分析法により求めることができる。具体的には、次の方法で求める。オーステナイト系ステンレス鋼を、長手方向（鋼管であれば軸方向）に対して垂直に切断し測定面を準備する。測定面の肉厚中央部を、ドリルを用いて穿孔加工する。穿孔加工により切粉を生成し、切粉を採取する。同一の測定面の４か所から切粉を採取する。オーステナイト系ステンレス鋼が鋼管である場合、４５°ピッチで４か所から切粉を採取する。採取された切粉に対してＩＣＰ−ＯＥＳ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ Ｃｏｕｐｌｅｄ Ｐｌａｓｍａ Ｏｐｔｉｃａｌ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を実施して、化学組成の元素分析を実施する。ＩＣＰ−ＯＥＳによる分析の手順は、ＪＩＳ Ｇ １２５８（２００７）に準拠する。４か所の測定値の平均を、表層以外のＣｒ濃度ＣＣｒ（％）及び表層以外のＡｌ濃度ＣＡｌ（％）とする。Analysis of the Cr concentration C Cr other than the surface layer and the Al concentration C Al other than the surface layer can be obtained by a well-known component analysis method. Specifically, the following method is used. An austenitic stainless steel is cut perpendicularly to the longitudinal direction (in the axial direction in the case of a steel pipe) to prepare a measurement surface. Drill the center of thickness of the measurement surface with a drill. Chips are generated by drilling and collected. Collect chips from four locations on the same measurement surface. When the austenitic stainless steel is a steel pipe, chips are collected from four locations at a 45 ° pitch. The collected chips are subjected to ICP-OES (Inductively Coupled Plasma Optical Emission Spectrometry) to perform elemental analysis of chemical composition. The analysis procedure by ICP-OES conforms to JIS G 1258 (2007). The average of the four measured values is defined as the Cr concentration C Cr (%) other than the surface layer and the Al concentration C Al (%) other than the surface layer.

本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼は、後述する熱処理工程後において、表面にＡｌ２Ｏ３皮膜を備える。したがって、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼は、表面にＡｌ２Ｏ３皮膜を有する場合がある。しかしながら、Ａｌ２Ｏ３皮膜は、熱処理工程後の酸洗処理又はショットピーニング等の周知の方法で除去できる。したがって、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼は、表面のＡｌ２Ｏ３皮膜が除去されている状態の場合もある。The austenitic stainless steel of this embodiment is provided with an Al 2 O 3 coating on the surface after the heat treatment step described later. Therefore, the austenitic stainless steel of this embodiment may have an Al 2 O 3 coating on the surface. However, the Al 2 O 3 film can be removed by a known method such as pickling after the heat treatment step or shot peening. Therefore, the austenitic stainless steel of this embodiment may be in a state where the surface Al 2 O 3 film is removed.

［結晶粒径］
好ましくは、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼の結晶粒径は３０〜８０μｍである。結晶粒径が３０μｍ以上であれば、鋼のクリープ強度がさらに高まる。結晶粒径が８０μｍ以下であれば、Ａｌの粒界拡散が促進され、Ａｌ２Ｏ３皮膜の形成がさらに促進される。結晶粒径は、ＪＩＳ Ｇ ０５５１（２０１３）に規定する結晶粒度の顕微鏡試験方法によって求める。[Crystal grain size]
Preferably, the crystal grain size of the austenitic stainless steel of this embodiment is 30 to 80 μm. If the crystal grain size is 30 μm or more, the creep strength of the steel is further increased. If the crystal grain size is 80 μm or less, the grain boundary diffusion of Al is promoted and the formation of the Al 2 O 3 film is further promoted. The crystal grain size is determined by a microscopic test method for crystal grain size specified in JIS G 0551 (2013).

本実施形態によるオーステナイト系耐ステンレス鋼の形状は、特に限定されない。オーステナイト系耐ステンレス鋼はたとえば、鋼管である。オーステナイト系ステンレス鋼管は、化学プラント用反応管として使用される。オーステナイト系ステンレス鋼は、板材、棒材、線材等であってもよい。   The shape of the austenitic stainless steel according to the present embodiment is not particularly limited. Austenitic stainless steel is, for example, a steel pipe. Austenitic stainless steel pipes are used as reaction tubes for chemical plants. The austenitic stainless steel may be a plate, rod, wire, or the like.

［製造方法］
本実施形態のオーステナイト系耐ステンレス鋼の製造方法の一例として、鋼管の製造方法を説明する。[Production method]
A steel pipe manufacturing method will be described as an example of a method for manufacturing the austenitic stainless steel according to the present embodiment.

［準備工程］
上述の化学組成を有する溶鋼を製造する。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。溶鋼を用いて、鋳造により素材を製造する。素材は、造塊法によるインゴットであってもよいし、連続鋳造法によるスラブやブルーム、ビレット等の鋳片であってもよい。また、遠心鋳造法により、管形状の鋳造体を製造してもよい。[Preparation process]
A molten steel having the above chemical composition is produced. A well-known degassing process is implemented with respect to molten steel as needed. A raw material is manufactured by casting using molten steel. The material may be an ingot obtained by an ingot-making method or a slab such as a slab, bloom or billet obtained by a continuous casting method. Moreover, you may manufacture a pipe-shaped casting by the centrifugal casting method.

［熱間鍛造工程］
製造された素材に対して熱間鍛造を実施して円柱素材を製造してもよい。熱間鍛造を実施すれば、準備工程で製造した溶鋼の内部組織を、凝固組織から均質な整粒組織へと変化させることができる。熱間鍛造の温度はたとえば、９００〜１２００℃である。[Hot forging process]
You may manufacture a cylindrical raw material by implementing hot forging with respect to the manufactured raw material. If hot forging is carried out, the internal structure of the molten steel produced in the preparation process can be changed from a solidified structure to a uniform sized structure. The temperature for hot forging is, for example, 900 to 1200 ° C.

［熱間加工工程］
準備工程で製造された素材、又は熱間鍛造された素材（円柱素材）に対して熱間加工を実施して、鋼素管を製造する。たとえば、機械加工により円柱素材中心に貫通孔を形成する。貫通孔が形成された円柱素材に対して熱間押出を実施して、鋼素管を製造する。熱間押出の加工温度はたとえば９００〜１２００℃である。円柱素材を穿孔圧延（マンネスマン法等）して鋼素管を製造してもよい。[Hot working process]
A steel base tube is manufactured by performing hot working on the material manufactured in the preparation process or the material that has been hot forged (cylindrical material). For example, a through hole is formed in the center of a cylindrical material by machining. A steel base tube is manufactured by performing hot extrusion on a cylindrical material in which a through hole is formed. The processing temperature of hot extrusion is, for example, 900 to 1200 ° C. A steel blank may be manufactured by piercing and rolling a cylindrical material (Mannesmann method or the like).

［冷間加工工程］
熱間加工後の鋼素管に対して冷間加工を実施し、中間材を製造する。冷間加工はたとえば、冷間引抜等である。冷間加工工程において鋼表面に歪を付与すれば、Ａｌ及びＣｒ等の元素が鋼表面に移動しやすくなる。この場合、ＴＥＥ効果を十分に得られる。これにより、鋼表層のＣｒが適度に欠乏し、式（１）を満たすオーステナイト系ステンレス鋼を得ることができる。冷間加工の加工率が低すぎれば、この効果が得られない。冷間加工の加工率の上限は特に設けないが、加工率が高すぎる冷間加工は、現実的に実施が困難である。したがって、冷間加工の加工率は１０〜９０％である。[Cold working process]
Cold work is performed on the steel base tube after hot working to produce an intermediate material. The cold working is, for example, cold drawing or the like. If strain is applied to the steel surface in the cold working process, elements such as Al and Cr easily move to the steel surface. In this case, the TEE effect can be sufficiently obtained. Thereby, Cr of a steel surface layer is lacking moderately, and the austenitic stainless steel which satisfy | fills Formula (1) can be obtained. If the processing rate of cold working is too low, this effect cannot be obtained. There is no particular upper limit on the working rate of cold working, but cold working with a working rate that is too high is practically difficult to implement. Therefore, the working rate of cold working is 10 to 90%.

［熱処理工程］
製造された中間材に対して、大気雰囲気で熱処理を実施する。大気雰囲気での熱処理により、鋼表面に均一なＡｌ２Ｏ３皮膜が形成される。このとき、ＴＥＥ効果により鋼表層のＣｒが適度に欠乏する。その結果、式（１）を満たすオーステナイト系ステンレス鋼を得ることができる。[Heat treatment process]
The manufactured intermediate material is heat-treated in an air atmosphere. A uniform Al 2 O 3 film is formed on the steel surface by heat treatment in an air atmosphere. At this time, Cr in the steel surface layer is moderately lacking due to the TEE effect. As a result, an austenitic stainless steel satisfying the formula (1) can be obtained.

熱処理温度は９００〜１１００℃未満であり、熱処理時間は３．０〜３０．０分である。   The heat treatment temperature is 900 to 1100 ° C., and the heat treatment time is 3.0 to 30.0 minutes.

熱処理温度が９００℃未満、又は熱処理時間が３．０分未満であれば、ＴＥＥ効果が十分に得られない。この場合、鋼表層のＣｒ濃度ＣＣｒ´が高くなりすぎ、式（１）を満たさない。このため、高温浸炭環境下で、鋼表面にＣｒ炭化物が形成され、均一なＡｌ２Ｏ３皮膜が十分に形成されない。その結果、耐浸炭性が低下する。したがって、熱処理温度は９００℃以上、かつ、熱処理時間は３．０分以上である。熱処理温度が９００℃以上、かつ、熱処理時間が３．０分以上であればさらに、結晶粒が３０μｍ以上になる。If the heat treatment temperature is less than 900 ° C. or the heat treatment time is less than 3.0 minutes, the TEE effect cannot be sufficiently obtained. In this case, the Cr concentration C Cr ′ of the steel surface layer becomes too high and does not satisfy the formula (1). For this reason, Cr carbide is formed on the steel surface in a high-temperature carburizing environment, and a uniform Al 2 O 3 film is not sufficiently formed. As a result, carburization resistance is reduced. Therefore, the heat treatment temperature is 900 ° C. or higher, and the heat treatment time is 3.0 minutes or longer. If the heat treatment temperature is 900 ° C. or more and the heat treatment time is 3.0 minutes or more, the crystal grains are 30 μm or more.

一方、熱処理温度が１１００℃以上であれば、鋼表面にＣｒ２Ｏ３を主体とするスケールが過剰に形成される。このため、鋼表層のＣｒが過剰に欠乏する。この場合、鋼表層のＣｒ濃度ＣＣｒ´が、低くなりすぎ、式（１）を満たさない。そのため、高温浸炭環境下でＣｒのＴＥＥ効果が低下し、均一なＡｌ２Ｏ３皮膜が十分に形成されない。その結果、耐浸炭性が低下する。また、熱処理時間が３０．０分を超えれば、鋼表面にＡｌ２Ｏ３を主体とするスケールが過剰に形成される。このため、鋼表層のＡｌが過剰に欠乏する。この場合、鋼表層のＡｌ濃度ＣＡｌ´が、低くなりすぎ、式（１）を満たさない。そのため、高温浸炭環境下で均一なＡｌ２Ｏ３皮膜が十分に形成されない。その結果、耐浸炭性が低下する。したがって、熱処理温度は１１００℃未満、かつ、熱処理時間は３０．０分以下である。熱処理温度が１１００℃未満、かつ、熱処理時間が３０．０分以下であればさらに、結晶粒が８０μｍ以下になる。On the other hand, if the heat treatment temperature is 1100 ° C. or higher, an excessive scale mainly composed of Cr 2 O 3 is formed on the steel surface. For this reason, Cr of the steel surface layer is deficient excessively. In this case, the Cr concentration C Cr ′ of the steel surface layer becomes too low and does not satisfy the formula (1). Therefore, the TEE effect of Cr is reduced in a high-temperature carburizing environment, and a uniform Al 2 O 3 film is not sufficiently formed. As a result, carburization resistance is reduced. On the other hand, if the heat treatment time exceeds 30.0 minutes, an excessive scale mainly composed of Al 2 O 3 is formed on the steel surface. For this reason, Al on the steel surface layer is deficient excessively. In this case, the Al concentration C Al ′ of the steel surface layer becomes too low and does not satisfy the formula (1). Therefore, a uniform Al 2 O 3 film is not sufficiently formed in a high-temperature carburizing environment. As a result, carburization resistance is reduced. Therefore, the heat treatment temperature is less than 1100 ° C. and the heat treatment time is 30.0 minutes or less. If the heat treatment temperature is less than 1100 ° C. and the heat treatment time is 30.0 minutes or less, the crystal grains will be 80 μm or less.

熱処理温度が９００〜１１００℃未満、熱処理時間が３．０〜３０．０分であれば、ＴＥＥ効果が十分かつ適切に得られ、式（１）を満たす化学組成を有する鋼が得られる。その結果、高温浸炭環境下での耐浸炭性が高まる。   If the heat treatment temperature is 900 to less than 1100 ° C. and the heat treatment time is 3.0 to 30.0 minutes, the TEE effect is sufficiently and appropriately obtained, and steel having a chemical composition satisfying the formula (1) is obtained. As a result, carburization resistance in a high-temperature carburizing environment is enhanced.

熱処理後の中間材に対して、表面に形成したスケールの除去を目的として酸洗処理を施してもよい。酸洗にはたとえば、硝酸と塩酸の混酸溶液を用いる。酸洗時間はたとえば、３０分〜６０分である。   The intermediate material after the heat treatment may be pickled for the purpose of removing scale formed on the surface. For pickling, for example, a mixed acid solution of nitric acid and hydrochloric acid is used. The pickling time is, for example, 30 minutes to 60 minutes.

さらに、酸洗処理後の中間材に対して、鋼表面のスケール除去及び鋼表面への歪み付与を目的として、鋼表面にショット加工を実施してもよい。ショット加工におけるショット粒の素材、形状、及び処理条件は指定しないが、鋼表面のスケールの剥離、又は鋼表面への歪みの付与に十分な素材、形状、及び処理条件とする。スケールとはたとえば、Ａｌ２Ｏ３である。酸洗処理及びショット加工等の周知の方法により、Ａｌ２Ｏ３皮膜が除去できる。Furthermore, shot processing may be performed on the steel surface for the purpose of descaling the steel surface and imparting strain to the steel surface with respect to the pickled intermediate material. The material, shape, and processing conditions of the shot grains in the shot processing are not specified, but the material, shape, and processing conditions are sufficient for exfoliating the scale of the steel surface or imparting strain to the steel surface. The scale is, for example, Al 2 O 3 . The Al 2 O 3 film can be removed by known methods such as pickling and shot processing.

以上の製造方法により、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼が製造される。なお、上記では鋼管の製造方法について説明した。しかしながら、同様の製造方法（準備工程、熱間鍛造工程、熱間加工工程、冷間加工工程、熱処理工程）により、板材、棒材、線材等を製造してもよい。本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼は、鋼管に適用することが特に好ましい。したがって、好ましくは、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼は、オーステナイト系ステンレス鋼管である。   The austenitic stainless steel of this embodiment is manufactured by the above manufacturing method. In addition, the manufacturing method of the steel pipe was demonstrated above. However, you may manufacture a board | plate material, a bar, a wire, etc. with the same manufacturing method (a preparation process, a hot forging process, a hot working process, a cold working process, a heat treatment process). The austenitic stainless steel of this embodiment is particularly preferably applied to a steel pipe. Therefore, Preferably, the austenitic stainless steel of this embodiment is an austenitic stainless steel pipe.

［製造方法］
表１に示す化学組成を有する溶鋼を、真空溶解炉を用いて製造した。[Production method]
Molten steel having the chemical composition shown in Table 1 was produced using a vacuum melting furnace.

Figure 0006614347
Figure 0006614347

上記溶鋼を用いて、外径１２０ｍｍの円柱状のインゴット（３０ｋｇ）を製造した。インゴットに対して熱間鍛造及び熱間圧延を実施した。熱間圧延後、表２に示す条件で冷間圧延を実施して、厚さ１５ｍｍの中間材を製造した。得られた中間材から、機械加工により８ｍｍ×２０ｍｍ×３０ｍｍの板材を、各鋼種２枚ずつ製造した。板材に対して表２に示す温度及び時間で、熱処理を実施した。熱処理後、板材を水冷し、試験用の鋼板を製造した。   Using the molten steel, a cylindrical ingot (30 kg) having an outer diameter of 120 mm was manufactured. Hot forging and hot rolling were performed on the ingot. After hot rolling, cold rolling was performed under the conditions shown in Table 2 to produce an intermediate material having a thickness of 15 mm. From the obtained intermediate material, a plate material of 8 mm × 20 mm × 30 mm was manufactured by machining for two steel types. The plate material was heat-treated at the temperature and time shown in Table 2. After the heat treatment, the plate was cooled with water to produce a test steel plate.

Figure 0006614347
Figure 0006614347

［オーステナイト結晶粒径の測定］
各試験番号の鋼板の圧延方向と垂直な断面の中央部から顕微鏡観察用の試験片を作製した。試験片の表面のうち、上記断面に相当する表面（観察面という）を用いて、ＡＳＴＭ Ｅ １１２に規定される顕微鏡試験方法を実施し、結晶粒径を測定した。具体的には、観察面を機械研磨後、腐食液を用いて腐食し、観察面の結晶粒界を現出させた。腐食した表面上の１０視野において、各視野の平均結晶粒径を求めた。各視野の面積は、約０．７５ｍｍ２である。[Measurement of austenite grain size]
A test piece for microscopic observation was produced from the central part of the cross section perpendicular to the rolling direction of the steel plate of each test number. Using the surface corresponding to the cross section (referred to as the observation surface) among the surfaces of the test piece, the microscopic test method defined in ASTM E 112 was performed, and the crystal grain size was measured. Specifically, the observation surface was mechanically polished and then corroded using a corrosive solution, and the crystal grain boundary on the observation surface was revealed. In 10 fields on the corroded surface, the average grain size of each field was determined. The area of each visual field is about 0.75 mm 2 .

［表層のＣｒ濃度ＣＣｒ´及び表層のＡｌ濃度ＣＡｌ´測定］
各試験番号の鋼板に対して、ＪＩＳ Ｚ ２２９０（２００４）に準拠する条件で脱スケール処理を実施した。脱スケール処理後の鋼板を圧延方向に対して垂直に切断し、表面を含むサンプルを採取した。サンプルを樹脂に埋め込み、表面近傍の断面を含む観察面を研磨した。研磨後の観察面に対して、上述の方法を用いて表層（表面から２μｍ深さまでの範囲）のＣｒ濃度ＣＣｒ´及びＡｌ濃度ＣＡｌ´を求めた。[Surface layer of Cr concentration C Cr 'and the surface layer of the Al concentration C Al' measured '
A descaling process was performed on the steel plates of each test number under conditions based on JIS Z 2290 (2004). The steel sheet after descaling was cut perpendicular to the rolling direction, and a sample including the surface was collected. The sample was embedded in resin, and the observation surface including the cross section near the surface was polished. The Cr concentration C Cr ′ and Al concentration C Al ′ of the surface layer (range from the surface to a depth of 2 μm) were determined on the observation surface after polishing using the method described above.

［表層以外のＣｒ濃度ＣＣｒ及び表層以外のＡｌ濃度ＣＡｌ測定］
上述の方法により、表層以外のＣｒ濃度ＣＣｒ及び表層以外のＡｌ濃度ＣＡｌを求めた。[Cr concentration other than surface layer C Cr and Al concentration other than surface layer C Al measurement]
By the above-mentioned method, the Cr concentration C Cr other than the surface layer and the Al concentration C Al other than the surface layer were determined.

［浸炭試験］
各試験番号の鋼板を、Ｈ２−ＣＨ４−ＣＯ２雰囲気にて１１００℃×９６時間保持した。浸炭後の鋼板表面を＃６００研磨紙で乾式手研磨して、表面のスケール等を除去した。鋼板表面から０．５ｍｍピッチで４層分の分析切粉を採取した。得られた分析切粉について、高周波燃焼赤外吸収法にてＣ濃度を測定した。測定結果から、鋼に元から含有されているＣ濃度を差し引いて、Ｃ濃度増加量とした。４層分のＣ濃度増加量の平均を、侵入Ｃ量とした。[Carburization test]
The steel plates of each test number were held at 1100 ° C. for 96 hours in an H 2 —CH 4 —CO 2 atmosphere. The steel plate surface after carburizing was dry-hand-polished with # 600 abrasive paper to remove the scale on the surface. Four layers of analytical chips were collected from the steel plate surface at a pitch of 0.5 mm. About the obtained analytical chip, C density | concentration was measured with the high frequency combustion infrared absorption method. From the measurement results, the C concentration originally contained in the steel was subtracted to obtain an increase in C concentration. The average amount of increase in C concentration for four layers was defined as the amount of intrusion C.

［高温引張り試験］
製造されたインゴットに対して、肉厚中央部から、直径が１０ｍｍで長さが１３０ｍｍの円柱状の引張り試験片を切り出した。各引張り試験片について、引張り速度（ひずみ速度）１０／ｓで引張り試験を実施し、熱間加工性を評価した。本発明においては、引張り試験後の絞りが、９００℃において、６０％以上を合格（○）、６０％未満を不合格（×）とした。[High temperature tensile test]
A columnar tensile test piece having a diameter of 10 mm and a length of 130 mm was cut out from the central portion of the manufactured ingot. Each tensile test piece was subjected to a tensile test at a tensile rate (strain rate) of 10 / s to evaluate hot workability. In the present invention, when the drawing after the tensile test is 900 ° C., 60% or more is acceptable (◯) and less than 60% is unacceptable (x).

［試験結果］
試験結果を表２に示す。[Test results]
The test results are shown in Table 2.

表２を参照して、試験番号１〜試験番号１２の化学組成は適切であり、製造条件も適切であったため、Ｆ１は式（１）を満たした。その結果、侵入Ｃ量は０．４％以下であり、優れた耐浸炭性を示した。さらに、高温引張り試験の絞り値が６０％以上であり、優れた熱間加工性を示した。   With reference to Table 2, since the chemical composition of the test number 1-the test number 12 was appropriate, and manufacturing conditions were also appropriate, F1 satisfy | filled Formula (1). As a result, the amount of intrusion C was 0.4% or less, showing excellent carburization resistance. Furthermore, the drawing value of the high-temperature tensile test was 60% or more, indicating excellent hot workability.

一方、試験番号１３では、冷間圧延時の加工率が低すぎた。そのため、Ｆ１が０．３５であり、式（１）を満たさなかった。その結果、侵入Ｃ量が０．５１％であり、耐浸炭性が低かった。   On the other hand, in test number 13, the processing rate during cold rolling was too low. Therefore, F1 was 0.35 and did not satisfy Formula (1). As a result, the amount of intrusion C was 0.51%, and the carburization resistance was low.

試験番号１４では、熱処理温度が低すぎた。そのため、Ｆ１が１．００であり、式（１）を満たさなかった。その結果、侵入Ｃ量が０．６５％であり、耐浸炭性が低かった。試験番号１４ではさらに、結晶粒径が２１μｍであった。   In test number 14, the heat treatment temperature was too low. Therefore, F1 was 1.00 and did not satisfy the formula (1). As a result, the amount of intrusion C was 0.65%, and the carburization resistance was low. In Test No. 14, the crystal grain size was 21 μm.

試験番号１５では、熱処理温度が高すぎた。そのため、Ｆ１が０．３９であり、式（１）を満たさなかった。その結果、侵入Ｃ量が０．５８％であり、耐浸炭性が低かった。試験番号１５ではさらに、結晶粒径が１３１μｍであった。   In test number 15, the heat treatment temperature was too high. Therefore, F1 was 0.39, and the formula (1) was not satisfied. As a result, the amount of intrusion C was 0.58%, and the carburization resistance was low. In Test No. 15, the crystal grain size was 131 μm.

試験番号１６では、熱処理時間が短すぎた。そのため、Ｆ１が１．０６であり、式（１）を満たさなかった。その結果、侵入Ｃ量が０．６９％であり、耐浸炭性が低かった。試験番号１６ではさらに、結晶粒径が２２μｍであった。   In test number 16, the heat treatment time was too short. Therefore, F1 was 1.06 and did not satisfy Formula (1). As a result, the amount of intrusion C was 0.69%, and the carburization resistance was low. In Test No. 16, the crystal grain size was 22 μm.

試験番号１７では、熱処理時間が長すぎた。そのため、Ｆ１が０．９５であり、式（１）を満たさなかった。その結果、侵入Ｃ量が０．５４％であり、耐浸炭性が低かった。試験番号１７ではさらに、結晶粒径が９５μｍであった。   In test number 17, the heat treatment time was too long. Therefore, F1 was 0.95 and did not satisfy the formula (1). As a result, the amount of intrusion C was 0.54%, and the carburization resistance was low. In Test No. 17, the crystal grain size was 95 μm.

試験番号１８では、Ｃｒ含有量が低すぎた。そのため、ＣｒによるＴＥＥ効果が低下した。その結果、侵入Ｃ量が０．７５％であり、耐浸炭性が低かった。   In test number 18, the Cr content was too low. Therefore, the TEE effect due to Cr was lowered. As a result, the amount of intrusion C was 0.75%, and the carburization resistance was low.

試験番号１９では、Ｃｒ含有量が高すぎた。そのため、Ｃｒ炭化物によってＡｌ２Ｏ３皮膜の形成が阻害された。その結果、侵入Ｃ量が０．６０％であり、耐浸炭性が低かった。In test number 19, the Cr content was too high. Therefore, formation of the Al 2 O 3 film was inhibited by Cr carbide. As a result, the amount of intrusion C was 0.60%, and the carburization resistance was low.

試験番号２０では、Ａｌ含有量が低すぎた。そのため、Ａｌ２Ｏ３皮膜が十分に形成されなかった。その結果、侵入Ｃ量が０．８３％であり、耐浸炭性が低かった。In test number 20, the Al content was too low. Therefore, the Al 2 O 3 film was not sufficiently formed. As a result, the amount of intrusion C was 0.83%, and the carburization resistance was low.

試験番号２１では、Ｎｉ含有量が低すぎた。そのため、侵入Ｃ量が０．５２％であり、耐浸炭性が低かった。   In test number 21, the Ni content was too low. Therefore, the amount of intrusion C was 0.52%, and the carburization resistance was low.

試験番号２２では、Ｍｇ含有量が低すぎた。そのため、絞り値が６０％未満であり、熱間加工性が低かった。   In test number 22, the Mg content was too low. Therefore, the drawing value was less than 60% and the hot workability was low.

試験番号２３では、Ｍｇ含有量が高すぎた。そのため、絞り値が６０％未満であり、熱間加工性が低かった。   In test number 23, the Mg content was too high. Therefore, the drawing value was less than 60% and the hot workability 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.

本発明のオーステナイト系ステンレス鋼は、炭化水素ガス雰囲気などの、浸炭及びコーキングが懸念されるような高温浸炭環境においても使用することができる。特に、エチレン製造プラント等の化学工業用プラント等における反応管用鋼としての用途に特に好適である。
The austenitic stainless steel of the present invention can be used even in a high-temperature carburizing environment where carburization and coking are a concern, such as a hydrocarbon gas atmosphere. It is particularly suitable for use as a reaction tube steel in chemical industrial plants such as ethylene production plants.

Claims (2)

質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．２５％未満、
Ｓｉ：０．０１〜２．０％、
Ｍｎ：２．０％以下、
Ｐ：０．０４％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ｃｒ：１０〜２２％未満、
Ｎｉ：３０．０％超〜４０．０％、
Ａｌ：２．５％超〜４．５％未満、
Ｎｂ：０．０１〜３．５％、
Ｎ：０．０３％以下、
Ｃａ：０．０００５〜０．０５％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０５％、
Ｔｉ：０〜０．２％未満、
Ｍｏ：０〜０．５％、
Ｗ：０〜０．５％、
Ｃｕ：０〜０．５％、
Ｖ：０〜０．２％、及び、
Ｂ：０〜０．０１％を含有し、
残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、
式（１）を満たす、オーステナイト系ステンレス鋼。
０．４０≦（ＣＣｒ´／ＣＡｌ´）／（ＣＣｒ／ＣＡｌ）≦０．８０ （１）
ここで、式（１）中のＣＣｒ´にはオーステナイト系ステンレス鋼の表層におけるＣｒ濃度（質量％）が代入される。ＣＡｌ´にはオーステナイト系ステンレス鋼の表層におけるＡｌ濃度（質量％）が代入される。また、ＣＣｒにはオーステナイト系ステンレス鋼の表層以外のＣｒ濃度（質量％）が代入される。ＣＡｌにはオーステナイト系ステンレス鋼の表層以外のＡｌ濃度（質量％）が代入される。% By mass
C: 0.03 to less than 0.25%,
Si: 0.01 to 2.0%,
Mn: 2.0% or less,
P: 0.04% or less,
S: 0.01% or less,
Cr: less than 10-22%,
Ni: more than 30.0% to 40.0%,
Al: more than 2.5% to less than 4.5%,
Nb: 0.01 to 3.5%
N: 0.03% or less,
Ca: 0.0005 to 0.05%,
Mg: 0.0005 to 0.05%,
Ti: 0 to less than 0.2%,
Mo: 0 to 0.5%,
W: 0 to 0.5%
Cu: 0 to 0.5%,
V: 0-0.2% and
B: 0 to 0.01% is contained,
The balance has a chemical composition consisting of Fe and impurities,
An austenitic stainless steel that satisfies formula (1).
0.40 ≦ (C Cr ′ / C Al ′) / (C Cr / C Al ) ≦ 0.80 (1)
Here, the Cr concentration (% by mass) in the surface layer of the austenitic stainless steel is substituted for C Cr ′ in the formula (1). Al concentration (% by mass) in the surface layer of austenitic stainless steel is substituted for C Al '. Also, the C Cr Cr concentration than the surface layer of austenitic stainless steel (mass%) is substituted. Al concentration (mass%) other than the surface layer of austenitic stainless steel is substituted for C Al . 請求項１に記載のオーステナイト系ステンレス鋼であって、
前記化学組成は、
Ｔｉ：０．００５〜０．２％未満、
Ｍｏ：０．０１〜０．５％、
Ｗ：０．０１〜０．５％、
Ｃｕ：０．００５〜０．５％、
Ｖ：０．００５〜０．２％、及び、
Ｂ：０．０００１〜０．０１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、オーステナイト系ステンレス鋼。
The austenitic stainless steel according to claim 1,
The chemical composition is
Ti: 0.005 to less than 0.2%,
Mo: 0.01 to 0.5%,
W: 0.01-0.5%
Cu: 0.005 to 0.5%,
V: 0.005-0.2% and
B: Austenitic stainless steel containing one or more selected from the group consisting of 0.0001 to 0.01.
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