WO2012176802A1 - オーステナイト系ステンレス鋼及びオーステナイト系ステンレス鋼材の製造方法 - Google Patents

オーステナイト系ステンレス鋼及びオーステナイト系ステンレス鋼材の製造方法 Download PDF

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    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese

Definitions

  • the present invention relates to an austenitic stainless steel and an austenitic stainless steel manufacturing method, and more particularly to an austenitic stainless steel and an austenitic stainless steel manufacturing method used in a corrosive environment such as a chemical plant.
  • urea is generally produced by the following method.
  • a mixed gas containing ammonia and carbon dioxide is condensed at a high pressure of 130 kg / cm 2 or higher in a high temperature range of 160 to 230 ° C.
  • urea is produced by the synthesis reaction.
  • urea is manufactured under high temperature and high pressure, steel materials used in a urea plant are required to have excellent high temperature strength.
  • ammonia carbamate is very corrosive. It is generally known that ammonia carbamate corrosion correlates with nitric acid corrosion. Therefore, a steel material for a urea plant is required to have not only high-temperature strength but also excellent nitric acid corrosion resistance.
  • Austenitic stainless steel represented by JIS SUS316, SUS317, etc. has excellent corrosion resistance. Therefore, these austenitic stainless steels are utilized as plant steel materials.
  • Patent Document 2 proposes an austenitic stainless steel having excellent nitric acid corrosion resistance even after cold working.
  • Patent document 2 Ni, Mn, C, N, Si, and Cr content in steel are controlled. It is described in Patent Document 2 that martensite generation due to work-induced transformation after cold working is thereby suppressed and excellent nitric acid corrosion resistance is obtained.
  • Patent Document 3 proposes a super austenitic stainless steel having excellent corrosion resistance.
  • Cu is contained with Cr, Ni, Mo, and Mn.
  • Patent Document 3 describes that excellent corrosion resistance can be obtained by containing appropriate amounts of these elements.
  • the austenitic stainless steels disclosed in Patent Documents 1 to 3 may not be able to obtain sufficient high-temperature strength while maintaining resistance to nitric acid corrosion.
  • An object of the present invention is to provide an austenitic stainless steel having high high-temperature strength and excellent nitric acid corrosion resistance.
  • the austenitic stainless steel according to the present invention is, by mass%, C: 0.050% or less, Si: 0.01 to 1.00%, Mn: 1.75 to 2.50%, P: 0.050% or less.
  • the austenitic stainless steel according to the present invention has high high-temperature strength and excellent nitric acid corrosion resistance.
  • the austenitic stainless steel according to the present invention further comprises Ca: 0.0100% or less, Mg: 0.0100% or less, and rare earth element (REM): 0.200% or less instead of part of Fe. 1 type or 2 types selected from may be contained.
  • REM rare earth element
  • the production method of the austenitic stainless steel material according to the present invention is, by mass%, C: 0.050% or less, Si: 0.01 to 1.00%, Mn: 1.75 to 2.50%, P: 0.00. 050% or less, S: 0.0100% or less, Ni: 20.00 to 24.00%, Cr: 23.00 to 27.00%, Mo: 1.80 to 3.20%, and N: 0 .110 to 0.180%, with the balance being a material comprising Fe and impurities, a step of hot-working the material to produce a steel material, and a 1050 to 1100 ° C. solution to the steel material And a solution treatment process at a solution temperature.
  • the austenitic stainless steel material manufactured by the manufacturing method according to the present invention has high high-temperature strength and excellent resistance to nitric acid corrosion.
  • % of the element content means mass%.
  • the present inventor examined the high temperature strength and nitric acid corrosion resistance of austenitic stainless steel. As a result, the present inventors have obtained the following knowledge.
  • Mn dissolves in steel and increases the high temperature strength of the steel. Furthermore, even if Mn is contained, the nitric acid corrosion resistance of steel is unlikely to decrease. Therefore, Mn is effective in order to obtain high high-temperature strength and excellent nitric acid corrosion resistance.
  • the sigma phase decreases the resistance to nitric acid corrosion. Therefore, in order to obtain excellent nitric acid corrosion resistance, the generation of the ⁇ phase must be suppressed.
  • Cr and Mo like Mn, are dissolved in steel to increase the high temperature strength of the steel. However, Cr and Mo promote the formation of the ⁇ phase. Therefore, in this invention, Cr content and Mo content are suppressed. Specifically, the upper limit of Cr content is 27.00% and the upper limit of Mo content is 3.20%.
  • the solution temperature in the solution treatment is 1050 to 1100 ° C. If the solution temperature is less than 1050 ° C., a ⁇ phase is generated. Specifically, the area ratio of the ⁇ phase in the steel exceeds 0.1%. As a result, the nitric acid corrosion resistance decreases. On the other hand, if the solution temperature exceeds 1100 ° C, the high-temperature strength decreases. If the chemical composition is adjusted based on the above (A) and (C) and the solution temperature is set to 1050 to 1100 ° C., the high temperature strength and nitric acid corrosion resistance of the produced austenitic stainless steel become high.
  • the yield strength at 230 ° C. is 220 MPa or more
  • the corrosion degree in a 65% nitric acid corrosion test according to JIS G0573 (1999) is 0.085 g / m 2 / h or less.
  • the austenitic stainless steel according to the present invention has the following chemical composition.
  • C 0.050% or less Carbon (C) combines with Cr to form Cr carbide. Cr carbide precipitates at the grain boundaries and increases the high temperature strength of the steel. On the other hand, if C is contained excessively, a Cr-deficient layer is formed in the vicinity of the grain boundary. Cr-deficient layers reduce the nitric acid corrosion resistance of steel. Therefore, the C content is 0.050% or less. Although the lower limit of the C content is not particularly provided, the above effect is remarkably obtained when it is 0.002% or more. The upper limit of the preferable C content is less than 0.050%, more preferably 0.030%. Furthermore, the minimum with preferable C content is 0.010%.
  • Si 0.01 to 1.00% Silicon (Si) deoxidizes steel. Si further increases the oxidation resistance of the steel. On the other hand, if Si is excessively contained, Si segregates at the grain boundaries. The segregated Si reacts with combustion slag containing chloride, thereby causing intergranular corrosion. If Si is contained excessively, the mechanical properties of the steel such as ductility are further lowered. Therefore, the Si content is 0.01 to 1.00%.
  • the minimum of preferable Si content is higher than 0.01%, More preferably, it is 0.10%, More preferably, it is 0.20%.
  • the upper limit of the Si content is preferably less than 1.00%, more preferably 0.40%, and still more preferably 0.30%.
  • Mn 1.75 to 2.50%
  • Manganese (Mn) dissolves in steel and increases the high temperature strength of the steel. Furthermore, even if Mn is contained, the nitric acid corrosion resistance of steel is unlikely to decrease. Therefore, Mn is effective in increasing the high temperature strength while maintaining the nitric acid corrosion resistance of the steel. Mn further deoxidizes the steel. Further, Mn is an austenite forming element and stabilizes the austenite phase in the matrix. Further, Mn combines with S in the steel to form MnS and enhances the hot workability of the steel. On the other hand, if Mn is contained excessively, the workability and weldability of the steel are lowered. Therefore, the Mn content is 1.75 to 2.50%.
  • the minimum of preferable Mn content is higher than 1.75%, More preferably, it is 1.85%, More preferably, it is 1.90%.
  • the upper limit of the preferable Mn content is less than 2.50%, more preferably 2.30%, and still more preferably 2.00%.
  • P 0.050% or less Phosphorus (P) is an impurity. P decreases the weldability and workability of steel. Therefore, it is preferable that the P content is small.
  • the P content is 0.050% or less.
  • the upper limit of the preferable P content is less than 0.050%, more preferably 0.020% or less, and still more preferably 0.015% or less.
  • S 0.0100% or less (Sulfur) S is an impurity. S reduces the weldability and workability of steel. Therefore, it is preferable that the S content is small.
  • the S content is 0.0100% or less.
  • the upper limit of the preferable S content is lower than 0.0100%, more preferably 0.0020%, and still more preferably 0.0012%.
  • Nickel (Ni) is an austenite-forming element and stabilizes the austenite phase in the matrix. Ni further increases the high temperature strength and nitric acid corrosion resistance of the steel. On the other hand, if Ni is contained excessively, the solid solubility limit of N is decreased, and the nitric acid corrosion resistance of the steel is lowered by lowering the strength and precipitation of nitride. Therefore, the Ni content is 20.00 to 24.00%.
  • the minimum of preferable Ni content is higher than 20.00%, More preferably, it is 21.00%, More preferably, it is 22.00%.
  • the upper limit of the preferable Ni content is less than 24.00%, more preferably 23.00%, and still more preferably 22.75%.
  • Chromium (Cr) enhances the nitric acid corrosion resistance of steel. Cr further dissolves in the steel to increase the high temperature strength of the steel. On the other hand, if Cr is excessively contained, a ⁇ phase is precipitated in the steel, and the nitric acid corrosion resistance of the steel is lowered. The ⁇ phase further reduces the weldability and workability of the steel. Therefore, the Cr content is 23.00 to 27.00%.
  • the lower limit of the preferable Cr content is higher than 23.00%, more preferably 24.00%, and still more preferably 24.50%.
  • the upper limit of the preferable Cr content is less than 27.00%, more preferably 26.00%, and still more preferably 25.50%.
  • Mo 1.80 to 3.20% Molybdenum (Mo) increases the resistance to nitric acid corrosion of steel. Mo further dissolves in the steel to increase the high temperature strength of the steel. On the other hand, if Mo is contained excessively, the ⁇ phase is precipitated in the steel, and the nitric acid corrosion resistance of the steel is lowered. The ⁇ phase further reduces the weldability and workability of the steel. Therefore, the Mo content is 1.80 to 3.20%.
  • the minimum of preferable Mo content is higher than 1.80%, More preferably, it is 1.90%, More preferably, it is 2.00%.
  • the upper limit of the preferable Mo content is less than 3.20%, more preferably 2.80%, and still more preferably 2.50%.
  • N 0.110 to 0.180%
  • Nitrogen (N) is an austenite-forming element and stabilizes the austenite phase in the matrix. Nitrogen further forms fine nitrides to refine crystal grains and increase the high temperature strength of the steel. It also has the effect of stabilizing the surface film, increasing the nitric acid corrosion resistance.
  • the N content is 0.110 to 0.180%.
  • the lower limit of the preferable N content is higher than 0.110%, more preferably higher than 0.120%, and still more preferably 0.130%.
  • the upper limit of the preferable N content is less than 0.180%, more preferably 0.170%, and still more preferably 0.160%.
  • the balance of the austenitic stainless steel according to the present invention is Fe and impurities. Impurities are ores and scraps used as raw materials for steel, or elements mixed in from the environment of the manufacturing process.
  • the grain size number of the austenitic stainless steel according to the present invention measured by corroding with about 20% aqueous nitric acid based on JIS G0551 (2005) is 6.0 or more. If the particle size number is 6.0 or more, the austenitic stainless steel has excellent high temperature strength while maintaining nitric acid corrosion resistance.
  • the area ratio of the sigma phase (hereinafter referred to as ⁇ phase) in the steel is 0.1% or less.
  • the area ratio of the ⁇ phase is calculated by the following method.
  • a sample for micro observation is collected from an arbitrary portion of the austenitic stainless steel material.
  • the surface of the collected sample is mechanically polished and etched.
  • arbitrary 6 fields of view are observed using a 400 ⁇ lens including a lattice of 400 points in total of 20 points ⁇ 20 points with an optical microscope.
  • the observation area of each visual field is 225 ⁇ m 2 .
  • the number of ⁇ phases existing on the lattice points in each field of view is counted, and the value obtained by dividing by the total number of lattice points (2400 points) in six fields is defined as the area ratio of ⁇ phase (unit:%).
  • the area ratio of the ⁇ phase in the steel is 0.1% or less. Therefore, the austenitic stainless steel according to the present invention has excellent nitric acid corrosion resistance. If the steel having the above-described chemical composition is manufactured by the manufacturing method described later, the area ratio of the ⁇ phase becomes 0.1% or less.
  • the area ratio of the ⁇ phase is preferably less than 0.05%, more preferably 0.01% or less.
  • the austenitic stainless steel of the present invention having the above configuration has excellent high temperature strength and nitric acid corrosion resistance.
  • the high temperature strength at 230 ° C. of the austenitic stainless steel according to the present invention is 220 MPa or more.
  • the yield strength here is defined as 0.2% yield strength.
  • the corrosion degree obtained by the 65% nitric acid corrosion test (Huey test) based on JIS G0573 (1999) is 0.085 g / m 2 / h or less.
  • the total content of C and N is 0.145% or more.
  • the high temperature strength of the austenitic stainless steel is further increased.
  • the austenitic stainless steel according to the present invention further contains one or more selected from the group consisting of Ca, Mg, and rare earth elements (REM). All of these elements enhance the hot workability of steel.
  • REM rare earth elements
  • Ca 0.0100% or less Calcium (Ca) is a selective element. Ca improves the hot workability of steel. On the other hand, if Ca is excessively contained, the cleanliness of the steel is lowered. Therefore, the nitric acid corrosion resistance and toughness of the steel are lowered, and the mechanical properties of the steel are lowered. Therefore, the Ca content is 0.0100% or less. If the Ca content is 0.0005% or more, the above-described effect is remarkably obtained.
  • the upper limit of the preferable Ca content is less than 0.0100%, and more preferably 0.0050%.
  • Mg 0.0100% or less
  • Magnesium (Mg) is a selective element. Mg improves the hot workability of steel. On the other hand, if Mg is contained excessively, the cleanliness of the steel decreases. Therefore, the nitric acid corrosion resistance and toughness of the steel are lowered, and the mechanical properties of the steel are lowered. Therefore, the Mg content is 0.0100% or less. If the Mg content is 0.0005% or more, the above-described effect is remarkably obtained.
  • the upper limit of the preferable Mg content is less than 0.0100%, and more preferably 0.0050%.
  • Rare earth element (REM) 0.200% or less
  • Rare earth element (REM) is a selective element. REM has a high affinity with S. Therefore, REM improves the hot workability of steel. However, if REM is contained excessively, the cleanliness of the steel decreases. Therefore, the nitric acid corrosion resistance and toughness of the steel are lowered, and the mechanical properties of the steel are lowered. Therefore, the REM content is 0.200% or less. If the REM content is 0.001% or more, the above-described effect is remarkably obtained.
  • the upper limit of the preferable REM content is less than 0.150%, and more preferably 0.100%.
  • REM is a general term for 17 elements in the periodic table, in which yttrium (Y) and scandium (Sc) are added to lanthanum (La) of atomic number 57 to lutetium (Lu) of atomic number 71.
  • the content of REM means the total content of one or more of these elements.
  • the total content of Ca, Mg, and REM is preferably 0.0150% or less. In this case, excellent hot workability can be obtained while maintaining the nitric acid corrosion resistance of the steel.
  • a molten steel having the above chemical composition is manufactured by melting in a blast furnace or electric furnace. A well-known degassing process is performed with respect to the manufactured molten steel as needed.
  • the material is manufactured from molten steel.
  • molten steel is made into a cast material by a continuous casting method.
  • the cast material is, for example, a slab, bloom or billet.
  • the molten steel is made into an ingot by the ingot-making method.
  • the material referred to in this specification is, for example, the above-described casting material or ingot.
  • the manufactured material (cast material or ingot) is hot-worked by a known method to obtain an austenitic stainless steel material.
  • the austenitic stainless steel material is, for example, a steel pipe (seamless pipe or welded steel pipe), a steel plate, a bar steel, a wire, a forged steel, or the like.
  • Hot working is, for example, piercing rolling, hot rolling, hot forging, or the like. You may implement cold processing, such as cold rolling and cold drawing, with respect to the austenitic stainless steel material after hot processing.
  • the solution treatment is performed on the manufactured austenitic stainless steel material.
  • the temperature of the solution treatment (solution temperature) is 1050 to 1100 ° C.
  • solution temperature is 1050 to 1100 ° C.
  • the solution temperature is less than 1050 ° C.
  • a ⁇ phase is generated, and the area ratio of the ⁇ phase in the steel exceeds 0.1%.
  • the solution temperature exceeds 1100 ° C.
  • the crystal grains become coarse and the particle size number becomes less than 6.0.
  • the solution temperature is 1050 to 1100 ° C.
  • the grain size number of the crystal grains is 6.0 or more and the area ratio of the ⁇ phase is 0.1% or less.
  • the preferred holding (soaking) time at the solution temperature is 1 to 10 minutes. More preferably, the upper limit of the soaking time is 5 minutes.
  • the steel is kept at the solution temperature for a predetermined time and then rapidly cooled.
  • the austenitic stainless steel according to the present invention is manufactured.
  • the chemical compositions of marks 1 to 3, 6, 7 and 12 were within the scope of the present invention.
  • the Mn content of the marks 4 and 5 was less than the lower limit of the Mn content of the present invention.
  • the Ni content of the mark 8 was less than the lower limit of the Ni content of the present invention, and the Ni content of the mark 9 exceeded the upper limit of the Ni content of the present invention.
  • the lower limit of the N content of the mark 10 was less than the lower limit of the N content of the present invention, and the N content of the mark 11 exceeded the upper limit of the N content of the present invention.
  • Each manufactured ingot was hot forged and hot rolled to produce an intermediate material. Further, the intermediate material was cold-rolled to produce an austenitic stainless steel plate having a thickness of 30 mm.
  • the solution treatment was carried out at the solution temperature shown in Table 1 on the manufactured steel sheet.
  • the retention time at the solution temperature was 3 minutes for all marks. After the holding time elapsed, the steel sheet was rapidly cooled (water cooled).
  • Test specimens were collected from the steel plates of each manufactured mark. Using the test piece, a microscopic test of the crystal grain size in accordance with JIS G0551 (2005) was performed, and the crystal grain size number of the austenite crystal grain of each mark was obtained.
  • 65% nitric acid corrosion test A 65% nitric acid corrosion test (Huey test) based on JIS G0573 (1999) was carried out to investigate the nitric acid corrosion resistance of the steel plates of each mark. Specifically, a test piece of 40 mm ⁇ 10 mm ⁇ 2 mm was taken from each mark steel plate. The surface area of the test piece was 1000 mm 2 . Further, a test solution having a nitric acid concentration of 65% by mass was prepared. The specimen was immersed in the boiling test solution for 48 hours (first immersion test). After the test, a new test solution was prepared and a second immersion test was performed. Specifically, a sample was taken out from the test solution used for the first immersion test, and the test piece was immersed in the test solution for the second immersion test for 48 hours. The immersion test as described above was repeated 5 times (from the first to the fifth).
  • the mass of the test piece was measured, and the difference (weight loss) was obtained. Based on the weight loss, the weight loss per unit time per unit area of the test piece (hereinafter referred to as unit weight loss, the unit is g / m 2 / h) was determined for each immersion test. The average value of the unit weight loss obtained 5 times (from 1st to 5th) was defined as the corrosion degree (g / m 2 / h).
  • Test results The test results are shown in Table 2.
  • the chemical compositions of marks 1 to 3 were within the range of the chemical composition of the present invention, and the solution temperature was also within the range of 1050 to 1100 ° C. Therefore, the ⁇ phase area ratio of the austenitic stainless steel sheets marked 1 to 3 was 0.1% or less, and the particle size number was 6.0 or more. Therefore, the high temperature strength of the marks 1 to 3 was 220 MPa or more, and the corrosion degree was 0.085 g / m 2 / h or less.
  • the Mn content of the mark 4 was less than the lower limit of the Mn content of the present invention, and the solution temperature exceeded 1100 ° C. Therefore, the particle size number of the mark 4 was less than 6.0, and the high temperature strength was less than 220 MPa.
  • the Mn content of the mark 5 was less than the lower limit of the Mn content of the present invention. Therefore, the high temperature strength of the mark 5 was less than 220 MPa.
  • the chemical composition of the mark 6 was within the range of the chemical composition of the present invention, the solution temperature exceeded 1100 ° C. Therefore, the particle size number of the mark 6 was less than 6.0, and the high temperature strength was less than 220 MPa.
  • the chemical composition of the marks 7 and 12 was within the range of the chemical composition of the present invention, but the solution temperature was less than 1050 ° C. Therefore, the ⁇ phase area ratio exceeded 0.1%. As a result, the corrosion degree exceeded 0.085 g / m 2 / h.
  • the Ni content of the mark 8 was less than the lower limit of the Ni content of the present invention. Therefore, the high-temperature strength was less than 220 MPa, and the corrosion degree exceeded 0.085 g / m 2 / h.
  • the Ni content of the mark 9 exceeded the upper limit of the Ni content of the present invention. Therefore, the degree of corrosion exceeded 0.085 g / m 2 / h.
  • the N content of the mark 10 was less than the lower limit of the N content of the present invention. Therefore, the particle size number was less than 6.0. Therefore, the high-temperature strength was less than 220 MPa, and the corrosion degree exceeded 0.085 g / m 2 / h.
  • the N content of the mark 11 exceeded the upper limit of the N content of the present invention. Therefore, the degree of corrosion exceeded 0.085 g / m 2 / h.
  • the present invention can be widely applied to steel materials that require high-temperature strength and nitric acid corrosion resistance, and can be applied to steel materials for chemical plants, for example.
  • the present invention is particularly suitable for a steel material for a urea plant.

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Abstract

　高温強度と、優れた耐硝酸腐食性とを有するオーステナイト系ステンレス鋼を提供する。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：０．０５０％以下、Ｓｉ：０．０１～１．００％、Ｍｎ：１．７５～２．５０％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｎｉ：２０．００～２４．００％、Ｃｒ：２３．００～２７．００％、Ｍｏ：１．８０～３．２０％、及び、Ｎ：０．１１０～０．１８０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、ＪＩＳ　Ｇ０５５１（２００５）に基づく結晶粒の粒度番号が６．０以上であり、σ相の面積率が０．１％以下である。

Description

オーステナイト系ステンレス鋼及びオーステナイト系ステンレス鋼材の製造方法
　本発明は、オーステナイト系ステンレス鋼及びオーステナイト系ステンレス鋼材の製造方法に関し、さらに詳しくは、化学プラント等の腐食環境に利用されるオーステナイト系ステンレス鋼及びオーステナイト系ステンレス鋼材の製造方法に関する。
　化学プラントに利用される鋼材は、強度とともに、優れた耐食性を求められる。化学プラントの一つである尿素プラントでは特に、高温強度及び耐硝酸腐食性が求められる。尿素プラントにおいて、尿素は一般的に、以下の方法で製造される。アンモニアと二酸化炭素を含む混合ガスを１６０～２３０℃の高温域で１３０ｋｇ／ｃｍ２以上の高圧力により凝縮する。このとき、合成反応により尿素が生成される。上述のとおり、尿素は、高温高圧下で製造されるため、尿素プラントに利用される鋼材は、優れた高温強度を要求される。
　上述の尿素の製造工程ではさらに、アンモニアカーバメートと呼ばれる中間物質が生成される。アンモニアカーバメートの腐食性は非常に強い。アンモニアカーバメートによる腐食は、硝酸による腐食と相関することが一般的に知られている。したがって、尿素プラント用鋼材は、高温強度だけでなく、優れた耐硝酸腐食性も要求される。
　ＪＩＳ規格のＳＵＳ３１６、ＳＵＳ３１７等に代表されるオーステナイト系ステンレス鋼は、優れた耐食性を有する。そのため、これらのオーステナイト系ステンレス鋼は、プラント用鋼材として利用される。
　このようなオーステナイト系ステンレス鋼の強度及び耐食性をさらに改善することを目的に、以下の技術が提案されている。
　特開平１０－８８２８９号公報（特許文献１）は、強度及び耐食性に優れた、Ｃｒ－Ｍｎ系オーステナイト鋼を提案する。特許文献１では、Ｃｒ－Ｍｎ系オーステナイト鋼の結晶粒を超微細化し、平均結晶粒径を１μｍ以下にする。これにより、高強度及び優れた耐食性を有するＣｒ－Ｍｎ系オーステナイト鋼が得られると特許文献１には記載されている。
　特開平６－２５６９１１号公報（特許文献２）は、冷間加工後においても優れた耐硝酸腐食性を有するオーステナイトステンレス鋼を提案する。特許文献２では、鋼中のＮｉ、Ｍｎ、Ｃ、Ｎ、Ｓｉ及びＣｒ含有量を制御する。これにより、冷間加工後の加工誘起変態によるマルテンサイト生成が抑制され、優れた耐硝酸腐食性が得られると特許文献２には記載されている。
　特表２００５－５０９７５１号公報（特許文献３）は、優れた耐食性を有する超オーステナイトステンレス鋼を提案する。特許文献３では、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｍｎとともに、Ｃｕを含有する。これらの元素を適量含有することにより、優れた耐食性が得られると特許文献３には記載されている。
　しかしながら、特許文献１～３に開示されたオーステナイト系ステンレス鋼では、耐硝酸腐食性を維持しつつ、十分な高温強度を得ることができない場合がある。
　本発明の目的は、高い高温強度と、優れた耐硝酸腐食性と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。
　本発明によるオーステナイト系ステンレス鋼は、質量％で、Ｃ：０．０５０％以下、Ｓｉ：０．０１～１．００％、Ｍｎ：１．７５～２．５０％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｎｉ：２０．００～２４．００％、Ｃｒ：２３．００～２７．００％、Ｍｏ：１．８０～３．２０％、及び、Ｎ：０．１１０～０．１８０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、ＪＩＳ　Ｇ０５５１（２００５）に基づく結晶粒の粒度番号が６．０以上であり、鋼中のσ相の面積率が０．１％以下である。
　本発明によるオーステナイト系ステンレス鋼は、高い高温強度と、優れた耐硝酸腐食性とを有する。
　本発明によるオーステナイト系ステンレス鋼はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃａ：０．０１００％以下、Ｍｇ：０．０１００％以下、及び、希土類元素（ＲＥＭ）：０．２００％以下からなる群から選択された１種又は２種を含有してもよい。
　本発明によるオーステナイト系ステンレス鋼材の製造方法は、質量％で、Ｃ：０．０５０％以下、Ｓｉ：０．０１～１．００％、Ｍｎ：１．７５～２．５０％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｎｉ：２０．００～２４．００％、Ｃｒ：２３．００～２７．００％、Ｍｏ：１．８０～３．２０％、及び、Ｎ：０．１１０～０．１８０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる素材を準備する工程と、素材を熱間加工して鋼材を製造する工程と、鋼材に対して、１０５０～１１００℃の溶体化温度で溶体化処理を実施する工程とを備える。
　本発明による製造方法により製造されたオーステナイト系ステンレス鋼材は、高い高温強度と、優れた耐硝酸腐食性とを有する。
　以下、本発明の実施の形態を詳しく説明する。以下の説明において、元素の含有量の「％」は、質量％を意味する。
　本発明者は、オーステナイト系ステンレス鋼の高温強度及び耐硝酸腐食性に関する検討を行った。その結果、本発明者は、以下の知見を得た。
　（Ａ）高い高温強度を得るために、Ｍｎを１．７５％以上含有する。Ｍｎは鋼に固溶して、鋼の高温強度を高める。さらに、Ｍｎが含有されても、鋼の耐硝酸腐食性は低下しにくい。したがって、高い高温強度及び優れた耐硝酸腐食性を得るために、Ｍｎは有効である。
　（Ｂ）結晶粒が微細化すれば、オーステナイト系ステンレス鋼の高温強度及び耐硝酸腐食性が高まる。具体的には、ＪＩＳ　Ｇ０５５１（２００５）に基づく結晶粒の粒度番号が６．０以上であれば、優れた高温強度及び耐硝酸腐食性が得られる。なお、本明細書において、ＪＩＳ規格の末尾に記載される括弧内には、改訂年が記載される。
　（Ｃ）シグマ相（以下、σ相という）は、耐硝酸腐食性を低下する。したがって、優れた耐硝酸腐食性を得るためには、σ相の生成を抑えなければならない。Ｃｒ及びＭｏは、Ｍｎと同様に、鋼に固溶して鋼の高温強度を高める。しかしながら、Ｃｒ及びＭｏはσ相の生成を促進する。したがって、本発明では、Ｃｒ含有量及びＭｏ含有量を抑える。具体的には、Ｃｒ含有量の上限を２７．００％とし、Ｍｏ含有量の上限を３．２０％とする。
　（Ｄ）σ相の生成を抑制し、かつ、高い高温強度を得るために、溶体化処理における溶体化温度を１０５０～１１００℃にする。溶体化温度が１０５０℃未満であれば、σ相が生成される。具体的には、鋼中におけるσ相の面積率が０．１％を超える。その結果、耐硝酸腐食性が低下する。一方、溶体化温度が１１００℃を超えれば、高温強度が低下する。上記（Ａ）及び（Ｃ）に基づいて化学組成を調整し、かつ、溶体化温度を１０５０～１１００℃とすれば、製造されたオーステナイト系ステンレス鋼の高温強度及び耐硝酸腐食性は高くなる。具体的には、２３０℃における降伏強度が２２０ＭＰａ以上になり、ＪＩＳ　Ｇ０５７３（１９９９）に準拠した６５％硝酸腐食試験における腐食度が０．０８５ｇ／ｍ２／ｈ以下になる。
　以上の知見に基づいて、本発明者は本発明を完成した。以下、本発明によるオーステナイト系ステンレス鋼について説明する。
　［化学組成］
　本発明によるオーステナイト系ステンレス鋼は、以下の化学組成を有する。
　Ｃ：０．０５０％以下
　炭素（Ｃ）は、Ｃｒと結合してＣｒ炭化物を形成する。Ｃｒ炭化物は結晶粒界に析出し、鋼の高温強度を高める。一方、Ｃが過剰に含有されれば、結晶粒界近傍にＣｒ欠乏層が形成される。Ｃｒ欠乏層は、鋼の耐硝酸腐食性を低下する。したがって、Ｃ含有量は、０．０５０％以下である。Ｃ含有量の下限は特に設けないが、０．００２％以上であれば、上記効果が顕著に得られる。好ましいＣ含有量の上限は、０．０５０％未満であり、さらに好ましくは０．０３０％である。さらに好ましいＣ含有量の下限は０．０１０％である。
　Ｓｉ：０．０１～１．００％
　珪素（Ｓｉ）は、鋼を脱酸する。Ｓｉはさらに、鋼の耐酸化性を高める。一方、Ｓｉが過剰に含有されれば、Ｓｉは結晶粒界に偏析する。偏析したＳｉが、塩化物を含む燃焼スラグと反応することにより、粒界腐食が発生する。Ｓｉが過剰に含有されればさらに、延性等の鋼の機械的性質が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は、０．０１～１．００％である。好ましいＳｉ含有量の下限は、０．０１％よりも高く、さらに好ましくは、０．１０％であり、さらに好ましくは、０．２０％である。好ましいＳｉ含有量の上限は、１．００％未満であり、さらに好ましくは、０．４０％であり、さらに好ましくは、０．３０％である。
　Ｍｎ：１．７５～２．５０％
　マンガン（Ｍｎ）は、鋼に固溶して、鋼の高温強度を高める。さらに、Ｍｎが含有されても、鋼の耐硝酸腐食性は低下しにくい。したがって、Ｍｎは、鋼の耐硝酸腐食性を維持しつつ、高温強度を高めるのに有効である。Ｍｎはさらに、鋼を脱酸する。Ｍｎはさらに、オーステナイト形成元素であり、マトリックス中のオーステナイト相を安定化する。Ｍｎはさらに、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。一方、Ｍｎが過剰に含有されれば、鋼の加工性及び溶接性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は、１．７５～２．５０％である。好ましいＭｎ含有量の下限は、１．７５％よりも高く、さらに好ましくは、１．８５％であり、さらに好ましくは１．９０％である。好ましいＭｎ含有量の上限は、２．５０％未満であり、さらに好ましくは、２．３０％であり、さらに好ましくは２．００％である。
　Ｐ：０．０５０％以下
　燐（Ｐ）は不純物である。Ｐは、鋼の溶接性及び加工性を低下する。したがって、Ｐ含有量は少ない方が好ましい。Ｐ含有量は、０．０５０％以下である。好ましいＰ含有量の上限は、０．０５０％未満であり、さらに好ましくは、０．０２０％以下であり、さらに好ましくは、０．０１５％以下である。
　Ｓ：０．０１００％以下
　（硫黄）Ｓは、不純物である。Ｓは、鋼の溶接性及び加工性を低下する。したがって、Ｓ含有量は少ない方が好ましい。Ｓ含有量は、０．０１００％以下である。好ましいＳ含有量の上限は、０．０１００％よりも低く、さらに好ましくは、０．００２０％であり、さらに好ましくは、０．００１２％である。
　Ｎｉ：２０．００～２４．００％
　ニッケル（Ｎｉ）は、オーステナイト形成元素であり、マトリックス中のオーステナイト相を安定化する。Ｎｉはさらに、鋼の高温強度及び耐硝酸腐食性を高める。一方、Ｎｉが過剰に含有されれば、Ｎの固溶限が減少し強度の低下及び窒化物析出により鋼の耐硝酸腐食性をかえって低下させる。したがって、Ｎｉ含有量は、２０．００～２４．００％である。好ましいＮｉ含有量の下限は、２０．００％よりも高く、さらに好ましくは、２１．００％であり、さらに好ましくは、２２．００％である。好ましいＮｉ含有量の上限は、２４．００％未満であり、さらに好ましくは、２３．００％であり、さらに好ましくは、２２．７５％である。
　Ｃｒ：２３．００～２７．００％
　クロム（Ｃｒ）は、鋼の耐硝酸腐食性を高める。Ｃｒはさらに、鋼に固溶して鋼の高温強度を高める。一方、Ｃｒが過剰に含有されれば、鋼中にσ相が析出し、鋼の耐硝酸腐食性が低下する。σ相はさらに、鋼の溶接性及び加工性を低下する。したがって、Ｃｒ含有量は、２３．００～２７．００％である。好ましいＣｒ含有量の下限は、２３．００％よりも高く、さらに好ましくは、２４．００％であり、さらに好ましくは、２４．５０％である。好ましいＣｒ含有量の上限は、２７．００％未満であり、さらに好ましくは、２６．００％であり、さらに好ましくは、２５．５０％である。
　Ｍｏ：１．８０～３．２０％
　モリブデン（Ｍｏ）は、鋼の耐硝酸腐食性を高める。Ｍｏはさらに、鋼に固溶して鋼の高温強度を高める。一方、Ｍｏが過剰に含有されれば、鋼中にσ相が析出し、鋼の耐硝酸腐食性が低下する。σ相はさらに、鋼の溶接性及び加工性を低下する。したがって、Ｍｏ含有量は、１．８０～３．２０％である。好ましいＭｏ含有量の下限は、１．８０％よりも高く、さらに好ましくは、１．９０％であり、さらに好ましくは、２．００％である。好ましいＭｏ含有量の上限は、３．２０％未満であり、さらに好ましくは、２．８０％であり、さらに好ましくは、２．５０％である。
　Ｎ：０．１１０～０．１８０％
　窒素（Ｎ）は、オーステナイト形成元素であり、マトリックス中のオーステナイト相を安定化する。窒素はさらに、微細な窒化物を形成して結晶粒を微細化し、鋼の高温強度を高める。また、表面皮膜を安定化させる効果もあり耐硝酸腐食性を高める。一方、Ｎが過剰に含有されれば、窒化物が過剰に生成され、鋼の熱間加工性が低下し、さらに、耐硝酸腐食性が低下する。したがって、Ｎ含有量は、０．１１０～０．１８０％である。好ましいＮ含有量の下限は、０．１１０％よりも高く、さらに好ましくは、０．１２０％よりも高く、さらに好ましくは、０．１３０％である。好ましいＮ含有量の上限は、０．１８０％未満であり、さらに好ましくは、０．１７０％であり、さらに好ましくは、０．１６０％である。
　本発明によるオーステナイト系ステンレス鋼の残部は、Ｆｅ及び不純物である。不純物は、鋼の原料として利用される鉱石やスクラップ、あるいは製造過程の環境等から混入される元素をいう。
　［結晶粒度］
　本発明によるオーステナイト系ステンレス鋼におけるＪＩＳ　Ｇ０５５１（２００５）に基づき約２０％の硝酸水溶液を用いて腐食させて測定した結晶粒の粒度番号は、６．０以上である。粒度番号が６．０以上であれば、オーステナイト系ステンレス鋼は、耐硝酸腐食性を維持しつつ、優れた高温強度を有する。
　［シグマ相面積率］
　本発明によるオーステナイト系ステンレス鋼ではさらに、鋼中のシグマ相（以下、σ相という）の面積率が０．１％以下である。ここで、σ相の面積率は、以下の方法により算出される。
　オーステナイト系ステンレス鋼材の任意の箇所からミクロ観察用の試料を採取する。採取された試料の表面を機械研磨し、エッチングする。エッチングされた試料表面において、光学顕微鏡で２０点×２０点の計４００点の格子の入った４００倍のレンズを用いて任意の６視野を観察する。各視野の観察領域は２２５μｍ２である。各視野における格子点上に存在するσ相の数をカウントし、６視野の総格子点（２４００点）で除した値を、σ相の面積率（単位は％）と定義する。
　本発明において、鋼中のσ相の面積率は、０．１％以下である。そのため、本発明によるオーステナイト系ステンレス鋼は、優れた耐硝酸腐食性を有する。上述の化学組成を有する鋼を後述の製造方法により製造すれば、σ相の面積率が０．１％以下になる。好ましいσ相の面積率は０．０５％未満であり、さらに好ましくは、０．０１％以下である。
　以上の構成を有する本発明のオーステナイト系ステンレス鋼は、優れた高温強度及び耐硝酸腐食性を有する。具体的には、本発明によるオーステナイト系ステンレス鋼の２３０℃における高温強度は２２０ＭＰａ以上である。ここでいう降伏強度は、０．２％耐力で定義される。さらに、ＪＩＳ　Ｇ０５７３（１９９９）に準拠した６５％硝酸腐食試験（ヒューイ試験）により得られる腐食度は０．０８５ｇ／ｍ２／ｈ以下である。
　好ましくは、上述の化学組成において、Ｃ及びＮの総含有量は、０．１４５％以上である。この場合、オーステナイト系ステンレス鋼の高温強度がさらに高まる。
　［選択元素］
　本発明によるオーステナイト系ステンレス鋼はさらに、Ｃａ、Ｍｇ、及び希土類元素（ＲＥＭ）からなる群から選択される１種以上を含有する。これらの元素はいずれも、鋼の熱間加工性を高める。
　Ｃａ０．０１００％以下
　カルシウム（Ｃａ）は、選択元素である。Ｃａは、鋼の熱間加工性を高める。一方、Ｃａが過剰に含有されれば、鋼の清浄度が低下する。そのため、鋼の耐硝酸腐食性及び靭性が低下し、鋼の機械的性質が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０．０１００％以下である。Ｃａ含有量が０．０００５％以上であれば、上記効果が顕著に得られる。好ましいＣａ含有量の上限は、０．０１００％未満であり、さらに好ましくは、０．００５０％である。
　Ｍｇ：０．０１００％以下
　マグネシウム（Ｍｇ）は、選択元素である。Ｍｇは、鋼の熱間加工性を高める。一方、Ｍｇが過剰に含有されれば、鋼の清浄度が低下する。そのため、鋼の耐硝酸腐食性及び靭性が低下し、鋼の機械的性質が低下する。したがって、Ｍｇ含有量は０．０１００％以下である。Ｍｇ含有量が０．０００５％以上であれば、上記効果が顕著に得られる。好ましいＭｇ含有量の上限は、０．０１００％未満であり、さらに好ましくは、０．００５０％である。
　希土類元素（ＲＥＭ）：０．２００％以下
　希土類元素（ＲＥＭ）は選択元素である。ＲＥＭは、Ｓとの親和力が高い。そのためＲＥＭは、鋼の熱間加工性を高める。しかしながら、ＲＥＭが過剰に含有されれば、鋼の清浄度が低下する。そのため、鋼の耐硝酸腐食性及び靭性が低下し、鋼の機械的性質が低下する。したがって、ＲＥＭ含有量は０．２００％以下である。ＲＥＭ含有量が０．００１％以上であれば、上記効果が顕著に得られる。好ましいＲＥＭ含有量の上限は、０．１５０％未満であり、さらに好ましくは、０．１００％である。
　ＲＥＭは、周期律表中の原子番号５７のランタン（Ｌａ）から原子番号７１のルテチウム（Ｌｕ）に、イットリウム（Ｙ）及びスカンジウム（Ｓｃ）を加えた１７元素の総称である。ＲＥＭの含有量は、これらの１種又は２種以上の元素の総含有量を意味する。
　Ｃａ、Ｍｇ、及びＲＥＭの２種以上が含有される場合、好ましくは、Ｃａ、Ｍｇ、及びＲＥＭの総含有量は０．０１５０％以下である。この場合、鋼の耐硝酸腐食性を維持しつつ、優れた熱間加工性が得られる。
　［製造方法］
　本発明によるオーステナイト系ステンレス鋼材の製造方法の一例を説明する。
　上述の化学組成を有する溶鋼を高炉又は電炉溶解により製造する。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施す。
　次に、溶鋼から素材を製造する。具体的には、溶鋼を連続鋳造法により鋳造材にする。鋳造材とはたとえばスラブやブルームやビレットである。又は、溶鋼を造塊法によりインゴットにする。本明細書でいう素材とは、たとえば、上述の鋳造材又はインゴットである。次に、製造された素材（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、オーステナイト系ステンレス鋼材にする。オーステナイト系ステンレス鋼材はたとえば、鋼管（継目無管又は溶接鋼管）、鋼板、棒鋼、線材、鍛鋼等である。熱間加工はたとえば、穿孔圧延、熱間圧延、熱間鍛造等である。熱間加工後のオーステナイト系ステンレス鋼材に対して、冷間圧延、冷間抽伸等の冷間加工を実施してもよい。
　製造されたオーステナイト系ステンレス鋼材に対して溶体化処理を実施する。溶体化処理の温度（溶体化温度）は、１０５０～１１００℃である。溶体化温度が１０５０℃未満であれば、σ相が生成され、鋼中のσ相の面積率が０．１％を超える。一方、溶体化温度が１１００℃を超えれば、結晶粒が粗大化して、粒度番号が６．０未満になる。溶体化温度が１０５０～１１００℃であれば、結晶粒の粒度番号が６．０以上であり、かつ、σ相の面積率が０．１％以下になる。
　溶体化温度での好ましい保持（均熱）時間は、１分～１０分である。さらに好ましくは、均熱時間の上限は５分である。溶体化処理では、鋼を溶体化温度で所定時間保持した後、急冷する。
　以上の工程により、本発明によるオーステナイト系ステンレス鋼が製造される。
　複数種類のオーステナイト系ステンレス鋼材を製造し、各鋼材の高温強度及び耐硝酸腐食性を調査した。
　［調査方法］
　表１に示す化学組成を有するマーク１～１２のオーステナイト系ステンレス鋼を高周波加熱真空炉で溶解し、インゴットを製造した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　表１中の各元素記号欄（Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎ、Ｃａ、ＲＥＭ）には、各マークの鋼中の対応する元素の含有量（質量％）が記入されている。各マークの化学組成の表１に記載された元素以外の残部は、Ｆｅ及び不純物である。表中の「－」は、対応する元素含有量が不純物レベルであることを示す。
　マーク１～３、６、７及び１２の化学組成は、本発明の範囲内であった。一方、マーク４及び５のＭｎ含有量は、本発明のＭｎ含有量の下限未満であった。マーク８のＮｉ含有量は本発明のＮｉ含有量の下限未満であり、マーク９のＮｉ含有量は本発明のＮｉ含有量の上限を超えた。マーク１０のＮ含有量の下限は本発明のＮ含有量の下限未満であり、マーク１１のＮ含有量は本発明のＮ含有量の上限を超えた。
　製造された各インゴットを、熱間鍛造し、熱間圧延して中間材を製造した。さらに、中間材を冷間圧延して、厚さ３０ｍｍのオーステナイト系ステンレス鋼板を製造した。
　製造された鋼板に対して、表１に示す溶体化温度で溶体化処理を実施した。溶体化温度での保持時間は、いずれのマークも３分であった。保持時間経過後、鋼板を急冷（水冷）した。
　［σ相面積率］
　製造された各マークの鋼板の任意の箇所からミクロ試験観察用の試料を採取した。採取された試料の表面を機械研磨し、エッチングした。エッチングされた試料表面において、光学顕微鏡で２０点×２０点の計４００点の格子の入った４００倍のレンズを用いて任意の６視野を観察した。各視野の領域は２２５μｍ２であった。各視野における格子点上に存在するσ相の数をカウントした。σ相の総カウント数を６視野の総格子点数（２４００点）で除した値を、σ相の面積率（単位は％）とした。
　［結晶粒度の顕微鏡試験］
　製造された各マークの鋼板から試験片を採取した。試験片を用いて、ＪＩＳ　Ｇ０５５１（２００５）に準拠した結晶粒度の顕微鏡試験を実施し、各マークのオーステナイト結晶粒の結晶粒度番号を求めた。
　［高温強度試験］
　製造された各マークの鋼板から、平行部の外径が６ｍｍの丸棒試験片を採取した。採取された丸棒試験片を用いて、ＪＩＳ　Ｇ０５６７（１９９８）に準拠した高温引張試験を実施し、各マークの降伏強度（ＭＰａ）を求めた。試験温度は２３０℃であった。また、０．２％耐力を降伏強度と定義した。
　［６５％硝酸腐食試験］
　ＪＩＳ　Ｇ０５７３（１９９９）に準拠した６５％硝酸腐食試験（ヒューイ試験）を実施して、各マークの鋼板の耐硝酸腐食性を調査した。具体的には、各マークの鋼板から４０ｍｍ×１０ｍｍ×２ｍｍの試験片を採取した。試験片の表面積は１０００ｍｍ２であった。さらに、硝酸の濃度が６５質量％である試験溶液を準備した。沸騰した試験溶液内に試験片を４８時間浸漬した（１回目浸漬試験）。試験終了後、新しい試験溶液を準備し、２回目の浸漬試験を実施した。具体的には、１回目浸漬試験に利用した試験溶液から試料を取り出し、試験片を２回目の浸漬試験用の試験溶液に４８時間浸漬した。以上のような浸漬試験を５回（第１回目～第５回目まで）繰り返した。
　各浸漬試験（第１回目～第５回目）の前後で、試験片の質量を測定し、差分（質量減量）を求めた。質量減量に基づいて、各浸漬試験ごとに、試験片の単位面積当たり単位時間での質量減量（以下、単位質量減量という、単位はｇ／ｍ２／ｈ）を求めた。求めた５回（第１回目～第５回目）の単位質量減量の平均値を、腐食度（ｇ／ｍ２／ｈ）と定義した。
　［試験結果］
　試験結果を表２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２を参照して、マーク１～３の化学組成は本発明の化学組成の範囲内であり、溶体化温度も１０５０～１１００℃の範囲内であった。したがって、マーク１～３のオーステナイト系ステンレス鋼板のσ相面積率は０．１％以下であり、かつ、粒度番号は６．０以上であった。そのため、マーク１～３の高温強度は２２０ＭＰａ以上であり、腐食度は０．０８５ｇ／ｍ２／ｈ以下であった。
　一方、マーク４のＭｎ含有量は、本発明のＭｎ含有量の下限未満であり、かつ、溶体化温度が１１００℃を超えた。そのため、マーク４の粒度番号は６．０未満であり、高温強度は２２０ＭＰａ未満であった。
　マーク５のＭｎ含有量は本発明のＭｎ含有量の下限未満であった。そのため、マーク５の高温強度は２２０ＭＰａ未満であった。
　マーク６の化学組成は本発明の化学組成の範囲内であったものの、溶体化温度が１１００℃を超えた。そのため、マーク６の粒度番号は６．０未満であり、高温強度は２２０ＭＰａ未満であった。
　マーク７及び１２の化学組成は本発明の化学組成の範囲内であったものの、溶体化温度が１０５０℃未満であった。そのため、σ相面積率が０．１％を超えた。その結果、腐食度が０．０８５ｇ／ｍ２／ｈを超えた。
　マーク８のＮｉ含有量は、本発明のＮｉ含有量の下限未満であった。そのため、高温強度が２２０ＭＰａ未満であり、腐食度が０．０８５ｇ／ｍ２／ｈを超えた。
　マーク９のＮｉ含有量は、本発明のＮｉ含有量の上限を超えた。そのため、腐食
度が０．０８５ｇ／ｍ２／ｈを超えた。
　マーク１０のＮ含有量は、本発明のＮ含有量の下限未満であった。そのため、粒度番号が６．０未満であった。したがって、高温強度は２２０ＭＰａ未満であり、腐食度が０．０８５ｇ／ｍ２／ｈを超えた。
　マーク１１のＮ含有量は、本発明のＮ含有量の上限を超えた。そのため、腐食度が０．０８５ｇ／ｍ２／ｈを超えた。
　なお、マーク１～３、７及び１２を参照して、σ相面積率は、溶体化温度が上昇するに従い、顕著に低下した。そして、溶体化温度が１０５０℃以上の場合、σ相面積率は０．１％以下となった。
　以上、本発明の実施の形態を説明したが、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。よって、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形して実施することが可能である。
　本発明は、高温強度及び耐硝酸腐食性を求められる鋼材に広く適用でき、たとえば、化学プラント用鋼材に適用できる。本発明は特に、尿素プラント用鋼材に好適である。

Claims (5)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ：０．０５０％以下、
    　Ｓｉ：０．０１～１．００％、
    　Ｍｎ：１．７５～２．５０％、
    　Ｐ：０．０５０％以下、
    　Ｓ：０．０１００％以下、
    　Ｎｉ：２０．００～２４．００％、
    　Ｃｒ：２３．００～２７．００％、
    　Ｍｏ：１．８０～３．２０％、及び、
    　Ｎ：０．１１０～０．１８０％、
    　を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、
    　ＪＩＳ　Ｇ０５５１（２００５）に基づく結晶粒の粒度番号が６．０以上であり、
    　σ相の面積率が０．１％以下である、オーステナイト系ステンレス鋼。
  2. 　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さらに、
    　前記Ｆｅの一部に代えて、
    　Ｃａ：０．０１００％以下、
    　Ｍｇ：０．０１００％以下、及び、
    　希土類元素（ＲＥＭ）：０．２００％以下からなる群から選択される１種又は２種以上を含有する、オーステナイト系ステンレス鋼。
  3. 　請求項１又は請求項２に記載のオーステナイト系ステンレス鋼であって、
    　２３０℃における降伏強度が２２０ＭＰａ以上であり、ＪＩＳ　Ｇ０５７３（１９９９）に準拠した６５％硝酸腐食試験における腐食度が０．０８５ｇ／ｍ２／ｈ以下である、オーステナイト系ステンレス鋼。
  4. 　質量％で、Ｃ：０．０５０％以下、Ｓｉ：０．０１～１．００％、Ｍｎ：１．７５～２．５０％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｎｉ：２０．００～２４．００％、Ｃｒ：２３．００～２７．００％、Ｍｏ：１．８０～３．２０％、及び、Ｎ：０．１１０～０．１８０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる素材を準備する工程と、
    　前記素材を熱間加工して鋼材を製造する工程と、
    　前記鋼材に対して、１０５０～１１００℃の溶体化温度で溶体化処理を実施する工程とを備える、オーステナイト系ステンレス鋼材の製造方法。
  5. 　請求項４に記載のオーステナイト系ステンレス鋼材の製造方法であって、
    　前記素材はさらに、前記Ｆｅの一部に代えて、Ｃａ：０．０１００％以下、Ｍｇ：０．０１００％以下、及び、希土類元素（ＲＥＭ）：０．２００％以下からなる群から選択される１種又は２種以上を含有する、オーステナイト系ステンレス鋼材の製造方法。
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RU2014102172/02A RU2572937C2 (ru) 2011-06-24 2012-06-20 Аустенитная нержавеющая сталь и способ получения материала из аустенитной нержавеющей стали
EP12802967.5A EP2725113B1 (en) 2011-06-24 2012-06-20 Method for producing austenitic stainless steel and austenitic stainless steel material
KR1020137033377A KR20140014280A (ko) 2011-06-24 2012-06-20 오스테나이트계 스테인레스강 및 오스테나이트계 스테인레스 강재의 제조 방법
BR112013031880A BR112013031880A2 (pt) 2011-06-24 2012-06-20 método para produzir aço inoxidável austenítico e material de aço inoxidável
JP2012528975A JP5201297B2 (ja) 2011-06-24 2012-06-20 オーステナイト系ステンレス鋼及びオーステナイト系ステンレス鋼材の製造方法
CN201280031273.1A CN103620076A (zh) 2011-06-24 2012-06-20 奥氏体系不锈钢以及奥氏体系不锈钢材的制造方法
ES12802967.5T ES2605847T3 (es) 2011-06-24 2012-06-20 Método para producir acero inoxidable austenítico y material de acero inoxidable austenítico

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Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN105755369A (zh) * 2016-04-28 2016-07-13 江阴兴澄特种钢铁有限公司 一种易焊接低温抗层状撕裂性能优异的钢板及其制备方法
JPWO2021256128A1 (ja) * 2020-06-19 2021-12-23
DE112021003995T5 (de) 2020-07-31 2023-05-11 Nippon Yakin Kogyo Co., Ltd. Hochkorrosionsbeständiger austenitischer rostfreier stahl und verfahren zur herstellung desselben

Families Citing this family (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN105986195A (zh) * 2015-02-09 2016-10-05 宝钢特钢有限公司 一种新型抗点蚀耐热镍基合金
CN108779539B (zh) 2015-12-14 2021-03-26 世伟洛克公司 无需退火固溶的高度合金不锈钢锻件
ES2798429T3 (es) * 2016-04-06 2020-12-11 Nippon Steel Corp Acero inoxidable austenítico y método de producción del mismo
US20190112694A1 (en) * 2016-04-07 2019-04-18 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Austenitic Stainless Steel Material
CN109207697A (zh) * 2018-11-23 2019-01-15 成都斯杰化工机械有限公司 超低碳高锰钼不锈钢及其制备方法
US12221665B2 (en) * 2019-05-31 2025-02-11 Nippon Steel Corporation Austenitic stainless steel material
CN111575591A (zh) * 2020-06-24 2020-08-25 中国石油化工股份有限公司 一种耐腐蚀的不锈钢材料
JP7818896B2 (ja) * 2020-11-27 2026-02-24 三菱重工エンジン＆ターボチャージャ株式会社 オーステナイト系ステンレス鋳鋼およびオーステナイト系ステンレス鋳鋼の製造方法
CN113218736A (zh) * 2021-05-07 2021-08-06 大唐锅炉压力容器检验中心有限公司 一种汽轮机螺栓用马氏体不锈钢的原奥氏体晶界腐蚀方法
KR20230093652A (ko) 2021-12-20 2023-06-27 주식회사 포스코 시그마상과 표면결함이 억제된 고내식 오스테나이트계 스테인리스강 및 이의 제조방법

Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS60224764A (ja) * 1984-04-24 1985-11-09 Sumitomo Metal Ind Ltd 高温用ｎ含有オ−ステナイトステンレス鋼
JPH06256911A (ja) 1993-03-03 1994-09-13 Nkk Corp 冷間における加工若しくは変形後の耐硝酸腐食性に優れたオーステナイトステンレス鋼
JPH09184013A (ja) * 1995-12-28 1997-07-15 Nippon Steel Corp 耐硝酸腐食性に優れたＭｏ含有オーステナイト系ステンレス熱延鋼板の製造方法
JPH1088289A (ja) 1996-09-12 1998-04-07 Hitachi Ltd 高耐食性高強度Ｃｒ−Ｍｎ系オーステナイト焼結鋼とその製造方法及びその用途
JP2004339569A (ja) * 2003-05-15 2004-12-02 Nippon Steel Corp 固体高分子型燃料電池セパレータ用ステンレス鋼板並びにその製造方法及び成形方法
JP2005023343A (ja) * 2003-06-30 2005-01-27 Sumitomo Metal Ind Ltd 原子力用オーステナイト系ステンレス鋼管
JP2005509751A (ja) 2001-11-22 2005-04-14 サンドビック　アクティエボラーグ 超オーステナイトステンレス鋼
JP2008019479A (ja) * 2006-07-13 2008-01-31 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp 強度及び延性に優れたオーステナイト系ステンレス圧延鋼板及びその製造方法
JP2009068079A (ja) * 2007-09-14 2009-04-02 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐水蒸気酸化性に優れた鋼管

Family Cites Families (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS55100966A (en) * 1979-01-23 1980-08-01 Kobe Steel Ltd High strength austenite stainless steel having excellent corrosion resistance
SU1686028A1 (ru) * 1989-11-16 1991-10-23 Центральный научно-исследовательский институт черной металлургии им.И.П.Бардина Нержавеюща сталь
IT1295384B1 (it) * 1997-10-23 1999-05-12 Snam Progetti Rivestimento protettivo di apparecchiature a pressione utilizzabili in processi per la sintesi dell'urea
SE528008C2 (sv) * 2004-12-28 2006-08-01 Outokumpu Stainless Ab Austenitiskt rostfritt stål och stålprodukt
US20060243356A1 (en) 2005-02-02 2006-11-02 Yuusuke Oikawa Austenite-type stainless steel hot-rolling steel material with excellent corrosion resistance, proof-stress, and low-temperature toughness and production method thereof

Patent Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS60224764A (ja) * 1984-04-24 1985-11-09 Sumitomo Metal Ind Ltd 高温用ｎ含有オ−ステナイトステンレス鋼
JPH06256911A (ja) 1993-03-03 1994-09-13 Nkk Corp 冷間における加工若しくは変形後の耐硝酸腐食性に優れたオーステナイトステンレス鋼
JPH09184013A (ja) * 1995-12-28 1997-07-15 Nippon Steel Corp 耐硝酸腐食性に優れたＭｏ含有オーステナイト系ステンレス熱延鋼板の製造方法
JPH1088289A (ja) 1996-09-12 1998-04-07 Hitachi Ltd 高耐食性高強度Ｃｒ−Ｍｎ系オーステナイト焼結鋼とその製造方法及びその用途
JP2005509751A (ja) 2001-11-22 2005-04-14 サンドビック　アクティエボラーグ 超オーステナイトステンレス鋼
JP2004339569A (ja) * 2003-05-15 2004-12-02 Nippon Steel Corp 固体高分子型燃料電池セパレータ用ステンレス鋼板並びにその製造方法及び成形方法
JP2005023343A (ja) * 2003-06-30 2005-01-27 Sumitomo Metal Ind Ltd 原子力用オーステナイト系ステンレス鋼管
JP2008019479A (ja) * 2006-07-13 2008-01-31 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp 強度及び延性に優れたオーステナイト系ステンレス圧延鋼板及びその製造方法
JP2009068079A (ja) * 2007-09-14 2009-04-02 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐水蒸気酸化性に優れた鋼管

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP2725113A4

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN105755369A (zh) * 2016-04-28 2016-07-13 江阴兴澄特种钢铁有限公司 一种易焊接低温抗层状撕裂性能优异的钢板及其制备方法
JPWO2021256128A1 (ja) * 2020-06-19 2021-12-23
JP7095811B2 (ja) 2020-06-19 2022-07-05 Ｊｆｅスチール株式会社 合金管およびその製造方法
DE112021003995T5 (de) 2020-07-31 2023-05-11 Nippon Yakin Kogyo Co., Ltd. Hochkorrosionsbeständiger austenitischer rostfreier stahl und verfahren zur herstellung desselben

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