特表 2024-500729 オーステナイト系ステンレス鋼、この鋼で作られる熱交換器用プレート、及び煙突ダクト

(19)【発行国】日本国特許庁(JP)

(12)【公報種別】公表特許公報(A)

(11)【公表番号】

(43)【公表日】2024-01-10

(54)【発明の名称】オーステナイト系ステンレス鋼、この鋼で作られる熱交換器用プレート、及び煙突ダクト

(51)【国際特許分類】

   C22C 38/00 20060101AFI20231227BHJP

   C22C 38/60 20060101ALI20231227BHJP

   C21D 9/48 20060101ALI20231227BHJP

【ＦＩ】

C22C38/00 302Z

C22C38/60

C21D9/48 P

【審査請求】未請求

【予備審査請求】有

(21)【出願番号】P 2023536525

(86)(22)【出願日】2021-12-13

(85)【翻訳文提出日】2023-08-14

(86)【国際出願番号】 IB2021061647

(87)【国際公開番号】W WO2022130176

(87)【国際公開日】2022-06-23

(31)【優先権主張番号】PCT/IB2020/062043

(32)【優先日】2020-12-16

(33)【優先権主張国・地域又は機関】IB

(81)【指定国・地域】

(71)【出願人】

【識別番号】512072614

【氏名又は名称】アペラム

(74)【代理人】

【識別番号】100108453

【弁理士】

【氏名又は名称】村山 靖彦

(74)【代理人】

【識別番号】100110364

【弁理士】

【氏名又は名称】実広 信哉

(74)【代理人】

【識別番号】100133400

【弁理士】

【氏名又は名称】阿部 達彦

(72)【発明者】

【氏名】オードリー・アリオン

(72)【発明者】

【氏名】ジェシカ・ドラクロワ

(72)【発明者】

【氏名】ベルトラン・プティ

【テーマコード（参考）】

4K037

【Ｆターム（参考）】

4K037EA01

4K037EA02

4K037EA04

4K037EA05

4K037EA10

4K037EA12

4K037EA13

4K037EA15

4K037EA17

4K037EA18

4K037EA19

4K037EA21

4K037EA22

4K037EA23

4K037EA24

4K037EA25

4K037EA27

4K037EA28

4K037EA31

4K037EA32

4K037EA33

4K037EA35

4K037EB05

4K037EB07

4K037EB08

4K037EB09

4K037FB00

4K037FC05

4K037FF03

4K037FG00

4K037FH00

4K037FK05

4K037JA06

4K037JA07

(57)【要約】

組成が、質量パーセントで、微量≦Ｃ≦０．０３％；１．０％≦Ｍｎ≦２．０％；０．８％≦Ｓｉ≦２．０％；優先的には１．０％≦Ｓｉ≦１．５％；微量≦Ａｌ≦０．０６％；微量≦Ｐ≦０．０４５％；微量≦Ｓ≦０．０１５％；８．０％≦Ｎｉ≦１２．０％；１７．５％≦Ｃｒ＜２０．０％；０．４％≦Ｍｏ≦０．８％；微量≦Ｓｎ≦０．０５％；微量≦Ｎｂ≦０．０８％；微量≦Ｖ≦０．１５％； 微量≦Ｔｉ≦０．０８％； 微量≦Ｚｒ≦０．０８％；微量≦Ｃｏ≦１．０％；微量≦Ｂ≦０．０１％；微量≦Ｗ＋Ｍｏ≦０．８％；微量≦Ｐｂ≦０．０３％；微量≦Ｎ＜０．１％；微量≦Ｏ≦０．０１％、残りが鉄、及び製造により生じる不純物からなることを特徴とする、オーステナイト系ステンレス鋼。この鋼でできている熱交換器用プレート、及び煙突ダクトも開示される。

【特許請求の範囲】

【請求項1】

組成が、質量パーセントで
－ 微量≦Ｃ≦０．０３％；
－ １．０％≦Ｍｎ≦２．０％；
－ ０．８％≦Ｓｉ≦２．０％；優先的には１．０％≦Ｓｉ≦１．５％；
－ 微量≦Ａｌ≦０．０６％；優先的には微量≦Ａｌ≦０．０１％；
－ 微量≦Ｐ≦０．０４５％；
－ 微量≦Ｓ≦０．０１５％；
－ ８．０％≦Ｎｉ≦１２．０％；優先的には９．４５％≦Ｎｉ≦１０．０％；
－ １７．５％≦Ｃｒ＜２０．０％；
－ ０．４％≦Ｍｏ≦０．８％；優先的には０．５％≦Ｍｏ≦０．６％；
－ 微量≦Ｓｎ≦０．０５％；
－ 微量≦Ｎｂ≦０．０８％；
－ 微量≦Ｖ≦０．１５％；
－ 微量≦Ｔｉ≦０．０８％；
－ 微量≦Ｚｒ≦０．０８％；
－ 微量≦Ｃｏ≦１．０％；
－ ０．０２％≦Ｃｕ≦０．６％；
－ 微量≦Ｂ≦０．０１％；
－ 微量≦Ｗ＋Ｍｏ≦０．８％；
－ 微量≦Ｐｂ≦０．０３％；
－ 微量≦Ｎ＜１０００ｐｐｍ；
－ 微量≦Ｏ≦０．０１％；優先的には微量≦Ｏ≦０．００５％；
残りが鉄、及び製造により生じる不純物からなることを特徴とする、オーステナイト系ステンレス鋼。

【請求項2】

平均結晶粒径が１１～６ＡＳＴＭ、優先的には１０～７ＡＳＴＭの間に含まれることを特徴とする、請求項１に記載のオーステナイト系ステンレス鋼。

【請求項3】

微量≦Ｎｂ＜０．０３％であることを特徴とする、請求項１又は２に記載のオーステナイト系ステンレス鋼。

【請求項4】

微量≦Ｎｂ＜０．０２％であることを特徴とする、請求項３に記載のオーステナイト系ステンレス鋼。

【請求項5】

０．０３％≦Ｖ≦０．１５％であることを特徴とする、請求項１から４のいずれか一項に記載のオーステナイト系ステンレス鋼。

【請求項6】

０．０４％≦Ｖ≦０．１５％であることを特徴とする、請求項５に記載のオーステナイト系ステンレス鋼。

【請求項7】

３００ｐｐｍ≦Ｎ＜１０００ｐｐｍであることを特徴とする、請求項１から６のいずれか一項に記載のオーステナイト系ステンレス鋼。

【請求項8】

３００ｐｐｍ≦Ｎ＜８００ｐｐｍであることを特徴とする、請求項７に記載のオーステナイト系ステンレス鋼。

【請求項9】

請求項１から８のいずれか一項に記載のオーステナイト系ステンレス鋼でできていることを特徴とする、熱交換器プレート。

【請求項10】

請求項１から８のいずれか一項に記載のオーステナイト系ステンレス鋼でできていることを特徴とする、煙突ダクトの要素。

【発明の詳細な説明】

【技術分野】

【0001】

本発明はオーステナイト系ステンレス鋼の分野に関する。より詳細には、本発明は、様々なタイプの腐食に対する高い耐性と、良好な成形性と、Ｎｉ及びＭｏなどの高価な合金元素の存在を可能な限り制限することにより得られる適度なコストとの適切な兼ね合いを示す、オーステナイト系ステンレス鋼に関する。

【背景技術】

【0002】

好ましいが非限定的な用途は、熱交換器プレート、又は煙突ダクト要素の製造であり、これらは共に、特に周囲温度を超える温度でのそのような優れた耐腐食性、及び良好な成形性を必要とする。

【0003】

最も一般的に使用されるオーステナイト系ステンレス鋼種の１つは、規格ＥＮ１００８８－２によるＸ５ＣｒＮｉ１８９（１．４３０１）と呼ばれる鋼種であり、その規格化された組成は、本発明の文章で示されるあらゆる化学元素含量と同様に質量パーセントで示される：Ｃ≦０．０７％；Ｓｉ≦１．０％；Ｍｎ≦２．０％；Ｐ≦０．０４５％；Ｓ≦０．０１５％；Ｎ≦０．１１％；Ｃｒ＝１７～１９．５％；Ｎｉ＝８～１０．５％。前記鋼種はＡＳＴＭ Ａ２４０による「３０４」と呼ばれる鋼種と同等であり、Ｓｉの上限が０．７５％まで、Ｃの上限が０．０８％までという違いがある。

【0004】

Ｎｂ又はＴｉを例えばおよそ０．２％添加することは、Ｃｒ炭化物の代わりにＮｂ炭化物又はＴｉ炭化物の形成をもたらし、それにより溶解しているＣｒの量を維持するという点で、接合部の耐腐食性を改善するのに貢献し得る。

【0005】

別の解決法は、鋼中の炭素含量を低下させ、それにより耐腐食性を低下させる冷却中の炭化クロムの析出を回避することで構成される。Ｘ５ＣｒＮｉ１８－９（１．４３０１）の低炭素の変種はＥＮ １００８８－２によるＸ２ＣｒＮｉ１８－９（１．４３０７）となり、３０４はＡＳＴＭ Ａ２４０による「３０４Ｌ」となる。

【0006】

上記の鋼種は良好な耐腐食性を有するが、しかしながら特に侵食性環境、例えば海洋環境、及び塩素化環境においては一般に不十分であることが分かる。

【0007】

様々なタイプの腐食に対する特に高い耐性が求められる、そのような状況では、ＥＮ １００８８－２によるＸ５ＣｒＮｉＭｏ１７－１２－２鋼種及びＡＳＴＭ Ａ２４０による「３１６」、並びにそれらに由来する鋼種が、多くの場合に同じ規格によるＸ５ＣｒＮｉ１８９鋼種（１．４３０１）及び３０４よりもそれぞれ好ましい。

【0008】

Ｘ５ＣｒＮｉＭｏ１７－１２－２の典型的な標準組成は、Ｃ≦０．０７％；Ｓｉ≦１．０％；Ｍｎ≦２．０％；Ｐ≦０．０４５％；Ｓ≦０．０１５％；Ｎ≦０．１％；Ｃｒ＝１６．５～１８．５％；Ｍｏ＝２．０～２．５％；Ｎｉ＝１０～１３％である。組成は規格ＡＳＴＭ Ａ２４０における「３１６」と呼ばれる鋼種の組成と同等であり、Ｓｉの上限が０．７５％まで、Ｃの上限が０．０８％までであり、クロムを１６～１８％組み込んでいるという違いがある。Ｘ５ＣｒＮｉ１８９と比較すると、Ｃｒ濃度範囲がわずかに低い最小値及び最大値へシフトしているが、他方でＮｉの濃度はほとんどの場合により高く、とりわけ、Ｍｏが多量に存在する。

【0009】

１８％クロム及び９％ニッケルの鋼種と同様に、通常の規格化された組成：Ｃ≦０．０３％；Ｓｉ≦１．０％；Ｍｎ≦２．０％；Ｐ≦０．０４５％；Ｓ≦０．０１５％；Ｎ≦０．１％；Ｃｒ＝１６．５～１８．５％；Ｍｏ＝２～２．５％；Ｎｉ＝１０～１３％のＸ２ＣｒＮｉＭｏ１７－１２－２鋼種により、塩素化媒体中の耐腐食性に関して更に高い性能が得られる。したがって組成は主により低いＣの最大濃度によってＸ５ＣｒＮｉＭｏ１７－１２－２とは異なっており、これはＣｒ炭化物及びＣｒ炭窒化物が形成される可能性がより低いことに起因してＸ５ＣｒＮｉＭｏ１７－１２－２の組成よりも塩素化媒体中の更に良好な耐粒界腐食性を有する組成を実現するのに寄与している。上記の鋼種は溶接もより容易である。そのような鋼種はＡＳＴＭ Ａ２４０における「３１６Ｌ」と呼ばれる鋼種と同等である。

【発明の概要】

【発明が解決しようとする課題】

【0010】

Ｘ５ＣｒＮｉＭｏ１７－１２－２鋼種及びその既知の派生物は、より高いＮｉの濃度及び多量のＭｏの存在に起因して、Ｘ５ＣｒＮｉＭｏ１７－１２－２よりも高価であるという欠点がある。また、鉱石からのそのような元素の抽出は環境に有害である。したがって、高価で生態的影響が大きい合金元素の濃度がより低い、前記鋼種の適切な代替物を見出すことは興味深いものとなる。本発明の目的はそのようなものである。

【課題を解決するための手段】

【0011】

この目的のため、本発明の主題は、組成が、質量パーセントで、
－ 微量≦Ｃ≦０．０３％；
－ １．０％≦Ｍｎ≦２．０％；
－ ０．８％≦Ｓｉ≦２．０％；優先的には１．０％≦Ｓｉ≦１．５％；
－ 微量≦Ａｌ≦０．０６％；優先的には微量≦Ａｌ≦０．０１％；
－ 微量≦Ｐ≦０．０４５％；
－ 微量≦Ｓ≦０．０１５％；
－ ８．０％≦Ｎｉ≦１２．０％；優先的には９．４５％≦Ｎｉ≦１０．０％；
－ １７．５％≦Ｃｒ＜２０．０％；
－ ０．４％≦Ｍｏ≦０．８％；優先的には０．５％≦Ｍｏ≦０．６％；
－ 微量≦Ｓｎ≦０．０５％；
－ 微量≦Ｎｂ≦０．０８％；
－ 微量≦Ｖ≦０．１５％；
－ 微量≦Ｔｉ≦０．０８％；
－ 微量≦Ｚｒ≦０．０８％；
－ 微量≦Ｃｏ≦１．０％；
－ ０．０２％≦Ｃｕ≦０．６％；
－ 微量≦Ｂ≦０．０１％；
－ 微量≦Ｗ＋Ｍｏ≦０．８％；
－ 微量≦Ｐｂ≦０．０３％；
－ 微量≦Ｎ＜１０００ｐｐｍ；
－ 微量≦Ｏ≦０．０１％；優先的には微量≦Ｏ≦０．００５％；
残りが鉄、及び製造により生じる不純物からなることを特徴とする、オーステナイト系ステンレス鋼である。

【0012】

組成が、質量パーセントで、
－ 微量≦Ｃ≦０．０３％；
－ １．０％≦Ｍｎ≦２．０％；
－ ０．８％≦Ｓｉ≦２．０％；優先的には１．０％≦Ｓｉ≦１．５％；
－ 微量≦Ａｌ≦０．０６％；優先的には微量≦Ａｌ≦０．０１％；
－ 微量≦Ｐ≦０．０４５％；
－ 微量≦Ｓ≦０．０１５％；
－ ８．０％≦Ｎｉ≦１２．０％；優先的には９．４５％≦Ｎｉ≦１０．０％；
－ １７．５％≦Ｃｒ≦２０．０％；
－ ０．４％≦Ｍｏ≦０．８％；優先的には０．５％≦Ｍｏ≦０．６％；
－ 微量≦Ｓｎ≦０．０５％；
－ 微量≦Ｎｂ≦０．０８％；
－ 微量≦Ｖ≦０．１５％；
－ 微量≦Ｔｉ≦０．０８％；
－ 微量≦Ｚｒ≦０．０８％；
－ 微量≦Ｃｏ≦１．０％；
－ 微量≦Ｂ≦０．０１％；
－ 微量≦Ｗ＋Ｍｏ≦０．８％；
－ 微量≦Ｐｂ≦０．０３％；
－ 微量≦Ｎ≦０．１％；
－ 微量≦Ｏ≦０．０１％；
残りが鉄、及び製造により生じる不純物からなることを特徴とする、オーステナイト系ステンレス鋼も開示される。

【0013】

それらの平均結晶粒径は１１～６ＡＳＴＭの間に含まれ得る。

【0014】

本発明のさらなる主題は、プレートがそのようなオーステナイト系ステンレス鋼でできていることを特徴とする、熱交換器用プレートに関する。

【0015】

本発明のさらなる主題は、そのようなオーステナイト系ステンレス鋼でできていることを特徴とする、煙突ダクトの要素に関する。

【0016】

当然のことながら、本発明は、注意深くバランスをとってＭｏ及びＳｉを添加し、Ｍｏ含量を比較的低いままとすることにより、古典的な鋼種Ｘ２ＣｒＮｉ１８－９の組成を改変することに基づいている。そのような添加は、Ｍｏの存在に起因して鋼をＸ２ＣｒＮｉＭｏ１７－１２－２の組成に近づける傾向がある。しかしこの添加は、これまでに知られていた又は明らかであったであろう、前述の微妙な差の変種には該当せず、これは特にＭｏの存在は比較的抑えられたままであるからである。したがってそのような改変は経済的に悪影響がなく、それでいながら、Ｘ２ＣｒＮｉ１８－９及びＸ２ＣｒＮｉＭｏ１７－１２－２よりも高くすることが可能であるＳｉの濃度と組み合わせて、少なくともＣｒＮｉＭｏ１７－１２－２の特性と同等の機械的特性と耐腐食性の両方を維持するのに十分である。そのような特性は、例えば熱交換器要素又は煙突ダクトなどの薄い部品及び複雑な形状を有する部品の製造における、様々なタイプの腐食に対する高い耐性と良好な成形性の両方を必要とする用途に非常に適している。

【0017】

発明者らは、質量％で表される以下の鋼の組成が、材料のコスト、機械的特性、及び耐腐食性能に関する上記の問題を解決するのに最も良く適していたことを結論づけた。

【0018】

Ｃの濃度は、微量から０．０３０％の間に含まれる。Ｃはガンマ安定性の高い（オーステナイト化）元素であり、過剰なＣの濃度は、Ｃｒ又はＭｏなどの高価なアルファ安定性（フェライト化）元素を添加することによりそのような濃度を補正する必要性を生じさせることになる。更に、Ｃは耐粒界腐食性に対して非常に不都合であり、鋼種の溶接可能性を大きく低下させる。

【0019】

Ｍｎの濃度は１．０％～２．０％の間に含まれる。Ｍｎは応力下又は熱によりマルテンサイトへ転換する傾向を低下させることによりオーステナイトの安定性をもたらし、その結果変形性を高め歪み硬化しにくくなり、これは熱交換器プレートの深絞り加工の際に大いに認識される。しかし、高い濃度は鋼種の耐腐食性を低下させる傾向があり、その濃度は本明細書において２．０％に制限されなければならない。

【0020】

Ｐの濃度は最大で０．０４５％である。

【0021】

Ｓの濃度は最大で０．０１５％である。

【0022】

Ｓ及びＰはステンレス鋼種の耐腐食性において極度に有害な元素であり、高温時にその機械的強度及び変形性も大きく低下させる。その濃度は優先的には可能な限り低い濃度であるべきであり、いずれの場合も記載される限度値以下であるべきである。

【0023】

Ｓｉの濃度は０．８％～２．０％の間、優先的には１．０％～１．５％の間に含まれる。本発明によれば、前記元素は中程度の濃度のＭｏ含量と組み合わせた場合に、鋼種の耐腐食性を著しく高める。Ｓｉはまたアルファ安定性の高い（フェライト化）元素でもあり、その濃度は２％に制限されなければならず、そうでない場合、その鋼種はバランスが失われることになり、Ｓｉの高い濃度を高価なＮｉ又は有害なＣなどのガンマ安定化元素の存在により補正しなければならなくなる。

【0024】

また、ＭｏをＳｉで置き換えることにより過去に使用された鋼種と比較してＭｏの濃度を低下させるという事実は、必要な原料を得ることの生態学的影響を低減する。

【0025】

Ａｌの濃度は、製造により生じる微量から０．０６％の間に含まれる。Ａｌは脱酸素剤として製鋼業者が使用することができる。しかしＡｌの制御が不十分である場合、これは鋼の包括的な清浄度、特に製品の表面の最終的な外観に影響を与えることがある。Ａｌはアルファ安定性元素でもあり、その過剰な存在はＮｉなどの高価なガンマ安定性元素又はＣなどの耐腐食性に悪影響がある元素により補正されることが必要となる。したがってＡｌの濃度を最大で０．０６％、優先的には最大で０．０１％に制限することが重要である。

【0026】

Ｎｉは強力なガンマ安定性元素であり、検討される鋼種の変形性能及び回復力を高める。しかし、Ｎｉは比較的高価でもあり、その濃度は鋼種の冶金安定性とそのコストとのバランスをとらなければならない。したがって、低すぎる濃度のＮｉ（８．０％未満）は、機械的強度の著しい増加（歪み硬化）及び破断伸びの減少をもたらす変形時のマルテンサイトの形成により、不安定な鋼種を生じさせることになる。しかし、高すぎる濃度は経済的競争力のない鋼種をもたらすことになる。本発明によれば、Ｎｉの濃度は８．０％～１２．０％、優先的には９．４５％～１０．０％の間に含まれる。

【0027】

Ｃｒはステンレス鋼の製造のための基本的な元素である。Ｃｒの濃度はその耐腐食性の大部分を鋼に与える。本発明が目標とする用途のため、及びオーステナイトの冶金状態を鋼に与えるために、Ｃｒは１７．５％～２０．０％の間に含まれるべきである。

【0028】

Ｍｏの濃度は０．４％～０．８％の間、優先的には０．５％～０．６％の間に含まれる。Ｍｏは、ステンレス鋼の表面上に自然に形成される不動態膜を強化することにより耐腐食性を高める元素である。本発明によれば、注意深く調整され正確な濃度範囲のＳｉと組み合わされたＭｏの添加は、鋼種Ｘ２ＣｒＮｉＭｏ１７－１２－２に存在するレベルなどのレベルまでＭｏの濃度を上昇させることなく、オーステナイト鋼の耐腐食性の特性を著しく向上させる。本発明により必要とされるＭｏの濃度はまた、以下で論じることになる、Ｗの潜在的な存在も考慮に入れなければならない。

【0029】

Ｓｎの濃度は、製造により生じる微量から０．０５％の間に限定され、Ｓｎは熱間鍛造性を強力に低下させる。

【0030】

Ｎｂ、Ｚｒ、及びＴｉの濃度は、製造により生じる微量から０．０８％の間に含まれる。本発明により課せられる低いＣの濃度に起因して、粒界腐食に対するそのような安定化元素は本明細書において必要ではない。優先的には、Ｎｂの濃度は厳密には０．０３％未満であり、０．０２％未満がより好ましい。

【0031】

Ｖ含量の濃度は、製造により生じる微量から０．１５％の間である。Ｖは高温でのオーステナイト中のＮの溶解性を高め、窒化クロムの析出を防ぐために中程度に鋼種へ添加することができる。優先的には、鍛造性を改善するために、Ｖの濃度は０．０３％以上、優先的には０．０４％以上である。

【0032】

Ｃｏの濃度は、製造により生じる微量から１．０％の間に含まれる。Ｃｏはガンマ安定性元素であり、その結果として冶金上の利点を有し得るにもかかわらず、Ｃｏは過度に高価であり、鋼種のコストを大幅に悪化させないために、１．０％に制限されるべきである。

【0033】

Ｂは鋼の鍛造性及びクリープを向上させることが知られている。その濃度は製造により生じる微量から０．０１％の間に含まれる。

【0034】

Ｗは、Ｍｏの割合と同等の割合で鋼種の耐腐食性を高めるために使用されるものとして、科学文献に記載されている。しかし、Ｗは過度に高価な元素であり、その多量の存在は鋼種のコストを大幅に高めることになる。したがってＷはＭｏの割合に応じてＭｏ＋Ｗ≦０．８％の法則を満たしながら最大値までに制限されるべきであり、優先的には製造により生じる微量の状態まで低減される。

【0035】

Ｃｕは、最大で０．６％、一般には０．５以下％、より好ましくは０．３％未満にとどまるべきである含量で、製造により生じる不純物として組成物中に存在する。Ｃｕの濃度は少なくとも０．０２％、又は製造方法によっては少なくとも０．１０％である。

【0036】

Ｐｂの濃度は製造により生じる微量から０．０３％の間に含まれる。

【0037】

Ｎの濃度は、２．０％～０．１質量％（１０００ｐｐｍ）の間に含まれる。そのような濃度は、より高い濃度により非引き起こされることになる機械的特性の劣化の阻止をもたらす。優先的には、Ｎの濃度は最大で０．０８％（８００ｐｐｍ）にとどまる。Ｎの濃度は一般に０．０３％（３００ｐｐｍ）以上である。

【0038】

Ｏの濃度は、目的とする主な用途にしたがって包括的な清浄度を満たすために、微量から０．０１％の間に含まれ、優先的には可能な限り低い濃度に制限される。

【0039】

言及されていない元素は製造により生じる微量においてのみ存在する。「微量」という用語は、一般に、その元素が製造中に意図的に添加されていないこと、又は（これはＡｌ、及びＺｒなどの他の脱酸元素に当てはまることがあるが）例えばその元素が形成した非金属含有物をデカントすることによりその元素がその後除去され、最終的な鋼に非常にわずかにしか存在しないことを意味すると理解されるべきである。

【0040】

本発明による鋼の定義に示される様々な元素に関する優先的な範囲は、互いに独立であることを理解するべきである。言い換えれば、鋼の組成が特定の元素に関しては上記で定義される最も一般的な範囲内にあり、他の元素に関しては好ましい範囲内にあることは、依然として本発明に即したものとなる。

【0041】

平均結晶粒径は１１～６ＡＳＴＭの間に含まれ得る。６ＡＳＴＭサイズは、熱交換器プレートなどの複雑な形状が深絞り加工により製造される必要がある用途において好ましく、ＡＳＴＭ１１サイズは、熱交換器がろう接される又は高温での拡散溶接により溶接される場合に好ましい。このように、可動中に耐える高圧に即して、組立操作の後に機械的強度を熱交換器に与えることが可能である。

【0042】

以下の添付の図面に関連して示される以下の説明を読めば、本発明は更に良く理解されることになる。

【図面の簡単な説明】

【0043】

【図1】試験された様々な試料の第１のシリーズについて測定された従来の降伏強度Ｒｐ_０．２を示す図である。

【図2】試験された様々な試料の第１のシリーズについて測定された引張強度Ｒｍを示す図である。

【図3】試験された様々な試料の第１のシリーズについて測定された破断伸びＡ％を示す図である。

【図4】０．０２Ｍ ＮａＣｌ媒体中で２３℃において測定される、試験された様々な鋼の孔食電位Ｅ_ｐｉｔを示す図である。

【図5】２つの異なる焼鈍温度について試験された様々な鋼の結晶粒径を示す図である。

【図6】同じ鋼について従来の降伏強度Ｒｐ_０．２を測定する結果を示す図である。

【図7】同じ鋼についてのＲｍの測定の結果を示す図である。

【図8】同じ鋼についての破断伸びＡ％の測定の結果を示す図である。

【図9】２種の鋼についての３方向に沿った引張試験において測定される従来の降伏強度Ｒｐ_０．２を示す図である。

【図10】２種の鋼についての３方向に沿った引張強度ＲＭを測定する結果を示す図である。

【図11】２種の鋼についての３方向に沿った破断伸びＡ％の測定の結果を示す図である。

【図12】参照用の鋼について限界の深絞り比ＬＤＲを示す図である。

【図13】本発明による鋼について限界の深絞り比ＬＤＲを示す図である。

【図14】本発明による２種の鋼及び１種の参照用鋼について、耐孔食性に対するＮａＣｌ水溶液の塩分及び温度の影響を示す図である。

【図15】試験される様々な鋼についての耐孔食性に対するＰＲＥＮの影響を示す図である。

【図16】本発明による２種の鋼及び１種の参照用の鋼についての、均一腐食に対する鋼の感度を評価するために使用される電流－電圧曲線を示す図である。

【図17】本発明による２種の鋼及び３種の参照用の鋼についての、耐応力腐食性を評価するための液滴蒸発試験の結果を示す図である。

【図18】本発明による鋼及び３種の参照用の鋼についての、脱不働態化ｐＨ測定の結果を示す図である。

【発明を実施するための形態】

【0044】

貴さ又は化学量論に起因して単独で又は組み合わせで、先験的に古典的Ｘ２ＣｒＮｉ１８－９鋼種の耐腐食性に対して向上させる影響を有する傾向があった様々な元素Ｓｉ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕの濃度の間の適正なバランスを見出すために、発明者らは最初に様々な組成の鋼に対する比較試験を行った。熱間鍛造性、オーステナイトの安定性、耐腐食性などの、そのような鋼種の様々な特性に対するあらゆる化学元素のそれぞれの影響を区別するために鋼を使用した。古典的Ｘ２ＣｒＮｉＭｏ１７－１２－２も比較のために試験に組み込まれ、Ｘ２ＣｒＮｉＭｏ１７－１２－２は、２．０％ Ｍｏの存在と協働してそのような基本的鋼種の特性を改善するための考えられる解決策と一見して思われるＳｉが富化されている。

【0045】

質量％として表される、試験される様々な組成を表１にまとめる。表に記載されていない元素（鋼の組成を記載する本発明の本文の他の表におけるような）は製造により生じる微量の形態で存在し、冶金的な影響がないことを理解するべきである。

【0046】

表１の様々な鋼種に与えられる名称は標準化されておらず、名称は本発明の本文の特定の枠組み内においてのみ適用され、Ｘ５ＣｒＮｉ１８－９鋼、参考例では３０４に相当するか、又はＸ２ＣｒＮｉＭｏ１７－１２－２、参考例では３１６Ｌに相当するものとして理解されるべきであり、名称において言及される元素（複数可）がこれに多量に添加されており、そのことにより鋼がＸ５ＣｒＮｉ１８－９又はＸ２ＣｒＮｉＭｏ１７－１２－２の組成を規定する標準の範囲外となる。

【0047】

【表1】

【0048】

表１に記載される組成を有する鋼の鋳造を行った。小型のインゴットを得て、４０ｍｍ厚さの試料をここから取り出し、次いでこれを１１５０℃で４ｍｍの厚さまで熱間圧延し、次いで１１４０～１１２０℃で焼鈍し、酸洗した。次いでインゴットを１．５ｍｍの厚さまで冷間圧延し、１１４０～１１２０℃で焼鈍し、次いで強制空冷及び酸洗した。

【0049】

そのような調製法は、本発明が置き換えることを目指すタイプのオーステナイト系ステンレス鋼において、特に挙げられた好ましい意図する用途において、完全に従来型のものである。

【0050】

以下の結論がここから得られる。

【0051】

３０４の鋼種及びその派生物の平均結晶粒径は表２に示すように９．３～１１．２ＡＳＴＭの範囲であり、通常の３０４は最小の平均結晶粒径を有する（小さい結晶粒径は高いＡＳＴＭ値に対応することに注意する）。Ｓｉ、及び特にＭｏ又はＷの添加は、平均結晶粒径の増大に寄与する。鋼種３１６Ｌは９ＡＳＴＭの平均結晶粒径を有し、０．３７％ではなく１．３５％ Ｓｉの存在は、他のすべてが実質的に等しい場合、平均結晶粒径（８．７ＡＳＴＭ）をわずかに増大させる。

【0052】

【表2】

【0053】

鋼の成形性を表す機械的特性、すなわち従来の降伏強度Ｒｐ_０．２、引張強度Ｒｍ、及び破断伸びＡに関して、図１～３で分かるように以下の所見を述べた。

【0054】

試験される割合で単独のＭｏを３０４へ添加することは大きな影響がない。降伏強度及び引張強度は３１６Ｌのものよりも依然として高いままである。後者は、３０４の破断伸び、並びに検討されたＭｏ及びＳｉが富化された派生物の破断伸びをわずかに超える破断伸びを示す。

【0055】

単独で添加されるＷはそのような特性をむしろ低下させる傾向がある。

【0056】

最も著しい影響、より詳細には破断伸びに対する影響を有するのは、特に、試験される割合でのＭｏの添加と組み合わせたＳｉの添加である。

【0057】

２３℃で０．０２ ＭＮａＣｌを有する環境における、図４で孔食電位Ｖｐｉｔ_０．１により表される耐孔食性に関しては、従来の３１６Ｌ鋼はやはり３０４鋼よりも良好な耐性を有する。しかし、３０４及び３１６Ｌの両方において、３０４における約１．３％～１．４％のＳｉの添加は孔食電位を著しく高めることに注意する。試験の最良の結果は、０．５％ Ｍｏ及び１．３％ Ｓｉが添加されてお１７．４～１７．８％のＣｒを含有する３０４鋼の結果である。この結果は、１．９８％ Ｍｏ及び１６．４％ Ｃｒを有し１．３５％のＳｉが添加された３１６Ｌについて得られる結果よりも更に良好である。

【0058】

Ｗは孔食電位に対して実質的な効果がない。試験によれば、したがってその効果はＭｏの効果とは完全に別のものである。

【0059】

Ｃｕの添加は、すべての他のものが等しいならば孔食電位を低下させるので、悪影響がある。

【0060】

鋼種３０４並びに中程度のＭｏ含量及び１％を超えるＳｉ含量とそれらを合わせたものの、より高いＣｒの濃度は、オーステナイト系ステンレス鋼の耐孔食性を著しく高めると思われる。

【0061】

隙間腐食、均一腐食、及び応力腐食に関して、０．５％ Ｍｏの添加はやはり、さらなるＳｉの有無にかかわらず、有益であることが分かり、３１６Ｌの性能と同等である性能を得ることにつながる。

【0062】

したがって本発明につながった試験より前の試験は、少量のＭｏ又は少量のＭｏ及びＳｉを従来の３０４鋼に加えることで構成される解決策が、様々なタイプの腐食に対する耐性、機械的特性、及びコストに関して、本発明［の鋼］よりもＮｉ及びＭが豊富でありそのため実質的により高価であり、より著しいエコロジカルフットプリント及び意図する用途において必ずしも最適ではない成形性を有する、３１６又は３１６Ｌ鋼の使用の良好な代替となり得ることを示唆している。

【0063】

しかし、そのような従来の３０４鋼における強すぎるＳｉの添加は、高温時の硬度を含めた機械的特性を、材料の成形性にとって好ましくない方向で高める傾向がある。０．５％ Ｍｏと合わせた１．３５％のＳｉの濃度では、デルタフェライトからオーステナイトへの相変態を示すＡ４温度が低すぎ、熱間圧延の際に製品の縁部でクラックの形成を生じさせることが分かった。したがって、最適化された解決策をやはり見出さなければならない。

【0064】

熱間圧延中の鋼と、そのような鋼について主に意図する用途である熱交換器及び煙突ダクトと適合性がある、完成品における機械的特性及び耐腐食性との全体性を確保するために、適切なＡ４温度、すなわち熱間圧延前の到達温度を超えるＡ４温度を得るための組成のバランスが必要である。

【0065】

過去の試験を考慮すると、この目的のために、先験的には第１の試みに関して以下の調整を行うことが望ましいと結論づけられた：
－ 粒界腐食のリスクを制限するために、Ｃの著しく低い濃度を維持すること；
－ Ｎｂは高価な元素であり耐粒界腐食性に対するその利点はＣの濃度を低下させることによっても得ることができるので、Ｎｂを添加しないこと、少なくとも多量には添加しないこと；
－ 所望の耐腐食性を実現するために十分なＣｒ及びＭｏのレベルを維持すること；
－ 材料のコストを制限するためにＮｉの添加を最小限にすること；
－ 適切な温度Ａ４を必要とする良好な高温延性を得るためにＮの濃度を調整し；前述の予備試験の際に見られた耐腐食性に関するＭｏとＳｉとの相乗効果を維持しながら、Ａ４温度を高め硬度を低下させるためにＳｉの濃度を調整すること。

【0066】

この目的のために、５０ｋｇのインゴットを鋳造し、その組成を表３に示す。表に記載されていない元素は不純物である。実施例１１～１４は本発明によるものであり、実施例１５は参照の３１６Ｌである。実施例１１～１４において、そのためＡｌの濃度は最大で０．０６％、Ｓｎの濃度は最大で０．０５％、Ｎｂの濃度は最大で０．０８％（更には０．０３％未満）、Ｔｉの濃度は最大で０．０８％、Ｚｒの濃度は最大で０．０８％、Ｂの濃度は最大で０．０１％、Ｗ及びＭｏの濃度の合計は最大で０．８％、Ｐｂの濃度は最大で０．０３％である。本発明による実施例はそのＳｉの含量について本質的には互いに異なっており、およそ１．３％～１．０％の範囲である。Ｍｏは０．５％で均一に設定されること、及びＮは徐々に増加するＳｉが補正されるのを可能にしたことに注意すべきである。

【0067】

【表3】

【0068】

次いで１５０×１００×２５ｍｍの試料を切り出した。試料を熱間圧延してその厚さを２５から２．８ｍｍまで薄くした。

【0069】

次いで保持時間なしで１１００℃にて１回目の焼鈍を行い、続いてエッチング加工を行い、これにより試料の全体的な再結晶及び酸化物フリーの表面が得られた。

【0070】

次いで試料において１ｍｍの最終厚さまで冷間圧延を行い、これは用途に必要とされる深絞り特性が実際に得られることを確実にするのに理想的な厚さである。

【0071】

様々な平均結晶粒径を得るために、最終の焼鈍操作を１０７５℃及び１１００℃の温度で行った。

【0072】

図５で分かるように、結晶粒径に関して得られる結果は、所与の焼鈍温度において試料ごとに非常にわずかな差である。本発明による鋼及び３１６Ｌ鋼は同様の挙動をする。１０７５℃での焼鈍はあらゆる場合においておよそ７．５～８ＡＳＴＭの平均結晶粒径をもたらし、１１００℃での焼鈍はあらゆる場合においておよそ８．５～９ＡＳＴＭの平均結晶粒径をもたらし、本発明の場合、Ｓｉの濃度のいかなる影響も見られない。

【0073】

鋼の平均結晶粒径はその機械的挙動に対して、特に深絞り性に対して多大な影響がある。ＡＳＴＭ結晶粒径が小さいほど、材料はより変形性が高い。それにより、目的とする用途において、特に形状が複雑である熱交換器プレートにおいて、結晶粒径を６～１１ＡＳＴＭに調整するための適応性は、部品の深絞り加工に必要とされる変形性とその使用中の耐性に必要とされる機械的強度との適切な兼ね合いを見出すための主要な利点である。

【0074】

２種類の上記の温度で焼鈍された試料について、圧延方向ＤＬと垂直の方向に沿って（言い換えれば、横方向ＤＴに沿って）引張試験も行った。図６に従来の降伏強度Ｒｐ_０．２について、図７に引張強度Ｒｍについて、図８に破断伸びＡ％について、試験の結果を示す。

【0075】

これらから以下が明らかである：
－ 従来の降伏強度Ｒｐ_０．２及び引張強度Ｒｍに関して、本発明による鋼は等しい平均結晶粒径では３１６Ｌよりも高い値を有し；Ｓｉ及びＮの濃度と共に値は減少する傾向があり；約１％のＳｉの濃度では差は縮まるとしても、本発明による鋼は３１６Ｌよりも硬い；
－ 同一の平均結晶粒径を有する、本発明によるあらゆる鋼及び３１６Ｌでは、破断伸びは極めて同等であり、８ＡＳＴＭから９ＡＳＴＭへ向かうと比較的わずかに異なる。

【0076】

同じ２つの実施例１４及び１５について、３方向：圧延方向ＤＬ、ＤＬと垂直な横方向ＤＴ、及び４５°方向、すなわち他の２方向の２等分線に沿った引張試験も行った。図６～８の試験はＤＴ方向のみに関するものであった。

【0077】

すべての試験について、試験された長さ１２．５ｍｍ、幅５０ｍｍ、及び厚さ１ｍｍの試料は、保持時間なしで１０８０℃での最終の焼鈍により、本発明による実施例１４では８．６ＡＳＴＭの平均結晶粒径、３１６Ｌの参考例１５では８．７ＡＳＴＭが与えられた。Ｒｐ_０．２、Ｒｍ、及びＡ％についての試験の結果は図９、１０、及び１１でそれぞれ見られる。

【0078】

Ｒｐ_０．２及びＲｍについて、２つの実施例は実質的に同様の挙動を示し、ずれは各測定方向について１０ＭＰａを超えない。破断伸びＡ％は本発明による実施例１４よりもわずかに高い。

【0079】

２つの実施例の平面等方性係数Δｒを３方向に沿った応力歪み曲線から計算する場合、Δｒは３１６Ｌの実施例１５については－０．２８６、本発明による実施例１４については－０．２２９に相当することが分かる。本発明による鋼の良好な機械的特性はしたがって、大きい破断時歪み及び高い等方性を伴う高い機械的強度を有するという点で、様々なタイプの腐食に対する耐性と同様に、そのような特性が重要である３１６Ｌの用途において前記鋼の適切な代替物となる。

【0080】

鋼種の成形性は降伏強度によって有効に特徴づけることができるが、特に深絞りを意図する場合、より正確な見解を得るために、さらなる試験を行わなければならない。この目的のために、実施例１４及び１５にエリクセン試験及び深絞り試験を行った。

【0081】

エリクセン試験は、等二軸応力に応じた、クラックが発生する前の深絞りの深さに相当するエリクセン指数ＩＥを得ることを目的としている。

【0082】

２０ｍｍの一定の直径を有するパンチ、１０００ｄａＮの一定のブランクホルダー圧力、ブラシで広げたＭｏｌｙｋｏｔｅ（登録商標）潤滑剤、及び５ｍｍ／分の一定の深絞りスピードを使用した。試験した金属薄板の厚さは１ｍｍであった。

【0083】

本発明による実施例１４は参考例１５よりもわずかに良好な挙動を示す。実施例１４のＩＥは１２ｍｍであり、実施例１５のＩＥは１１．５ｍｍである。

【0084】

実施例１４及び１５の限界絞り比（ＬＤＲ）及び遅れ破壊のしやすさも試験した。

【0085】

ＬＤＲは理論上はクラック発生前のブランクの最大直径とパンチの初期直径との比βに相当する。

【0086】

結果を図１２及び１３に示す。ＬＤＲは両方の実施例で非常に近く、本発明による実施例１４では２．２２（図１３）、参考例１５では２．１７（図１２）である。本発明による実施例のＬＤＲは、参照の鋼３１６ＬのＬＤＲよりも更にわずかに良好である。

【0087】

遅れ破壊のしやすさに関して、２．１２のβ比では、２Ｂ仕上げ（冷間圧延品、非光輝焼鈍、酸洗、テンパーパスを施したもの）の場合に２つの実施例１４及び１５において遅れ破壊が見られなかった。

【0088】

２つの実施例１４及び１５について、深絞り後の弾性戻りに起因する変形も評価した。それらのそれぞれの挙動に顕著な違いはなく、これはそれらの降伏強度の類似性と一致する。

【0089】

本発明による実施例１１及び１４について（それぞれ１．３％及び１．０％のＳｉを含有する）、並びに３１６Ｌ鋼の参考例１５について、耐腐食性の試験も行った。

【0090】

１２００の粒度を有するＳｉＣ紙により水中で研磨した１５ｍｍの直径を有する深絞りディスクについて電気化学的試験を行った。次いでディスクをアセトン／エタノールの超音波浴中で脱脂し、蒸留水ですすぎ、周囲空気中で２４時間放置してエージングした。

【0091】

分析用蒸留水及びＮａＣｌの溶液中で電気化学的腐食試験を行い、窒素及び水素により脱気した。飽和カロメル電極（ＳＣＥ）を参照電極として使用し、白金電極を対電極として使用した。

【0092】

耐孔食性は、ｐＨ６．６の脱気ＮａＣｌ溶液中の表３の試料１１、１４、及び１５についてｍＶ／ＳＣＥで測定される孔食電位Ｅ_ｐｉｔによって表され、試料を遊離電位で１５分置き、次いで電位Ｅ_ｐｉｔを測定する５０μＡの強度に到達するまで一定のスキャン速度（１００ｍＶ／分）で動電位スキャンを行う。０．０２Ｍ及び０．５ＭのＮａＣｌ溶液中で２３℃及び５０℃において実験を行った。腐食電位Ｅ_ｐｉｔの関数として基本孔食確率Ｐｉ（ｃｍ^２）を測定した。結果を図１４に示す。

【0093】

同一の実験条件下で３種の試料が互いに非常に近い結果を有することが分かる。特に、０．０２Ｍ ＮａＣｌ溶液から０．５Ｍ ＮａＣｌ溶液へ、及び２３℃の温度から５０℃の温度への変化は、検討される試料の組成にかかわらず同じ影響を有する。図１４は、溶液のＮａＣｌ濃度及びその温度の関数として各試料について平均孔食電位Ｅ_ｐｉｔ及びその標準偏差σを示すことにより、上記の知見を反映している。

【0094】

３０４タイプのステンレス鋼の耐孔食性に対するＳｉの添加のプラスの効果がこのように裏付けられる。たった１．０％のＳｉの存在により、得られる結果は依然として３１６Ｌの結果に非常に近い。０．５％のＭｏと併用した１．３％のＳｉにより、耐孔食性は２３℃での試験において更にわずかに改善され、一方５０℃でも同等のままである。

【0095】

比較として、工業生産により製造され１８．１％ Ｃｒ、０．２９％ Ｃｕ、１．１２％ Ｍｎ、０．２９％ Ｍｏ、８％ Ｎｉ、０．４２％ Ｓｉ、０．０４９％ Ｃ、０．０５２％ Ｎの組成を有し残りの元素が微量である、従来の３０４ステンレス鋼について、及び１７％ Ｃｒ、０．２７％ Ｃｕ、１．４４％ Ｍｎ、２．０２％ Ｍｏ、１０％ Ｎｉ、０．３３％ Ｓｉ、０．０２２％ Ｃ、０．０３５％ Ｎの組成を有し残りの元素が微量である、３１６Ｌ鋼について、同一の試験を行った。工業用３０４及び０．０２Ｍ ＮａＣｌ溶液において、Ｅ_ｐｉｔは２３℃で４９０ｍＶまで、５０℃で３９０ｍＶまで低下し得ることが分かった（図１５）。０．５Ｍ ＮａＣｌ 溶液において、同じ値がそれぞれ３００ｍＶ及び１８０ｍＶである。したがって通常の３０４鋼と比較して、本発明にしたがってＭｏ及びＳｉを添加する場合に耐孔食性が顕著に改善され、得られる結果は５０℃であっても３１６Ｌについて得られる結果と競合するが、しかし材料のコストはより低い。

【0096】

発明者らは、ステンレス鋼の孔食のしやすさを予測することを意図した古典的な概念である、ＰＲＥＮ（耐孔食性等価数）も考慮に入れた。ＰＲＥＮは％Ｃｒ＋３．３×％Ｍｏ＋１６×％Ｎに相当するとみなすことができる。２３℃で０．０２Ｍ又は０．５ＭのＮａＣｌ環境にさらした場合、等しいＰＲＥＮでは、本発明にしたがってＭｏ及びＳｉを従来の３０４鋼へ添加することにより得られるＥ_{ｐｉｔ０．１}の増加は約１００～１５０ｍＶと見積もられることが図１５で分かる。増加は５０℃の試験ではより穏やかであるが（０．５Ｍ ＮａＣｌでは２３℃で５０～１００ｍＶとそれほど顕著ではない）、それにもかかわらず試験中に直面する最も困難な条件において依然として興味深い。上記のことは、単独で取り入れられると、ＰＲＥＮがステンレス鋼の耐腐食性に対する感度を非常に精密に予測するための十分な識別基準ではないことを付随的に示す。

【0097】

均一腐食の検討では、３つの試料１１、１４、１５から及び工業生産に由来する３０４試料から不動態層を最初に除去し、脱不動態化ｐＨ（Ｐｈｄ）よりも低いｐＨで２Ｍ硫酸の脱気溶液中に、残留電位Ｖ_ｃｏｒｒで１５分浸漬することにより、その組成を前もって得た。動電位分極試験を１０ｍＶ／分のスキャン速度、－７５０ｍＶ／ＳＣＥ～１８００ｍＶ／ＳＣＥで行った。電流／電圧曲線を決定した。曲線を図１６に示す。

【0098】

曲線は３つの試料で非常に類似している。特に、金属の均一腐食が急速であるといっそう高くなるピーク電流Ｉ_ｃｒｉｔは、試験された３つの試料について実質的に同一でありことがこのことから明らかであり、１．３％ Ｓｉ試料では０．２５ｍＡ／ｃｍ^２、１．０％ Ｓｉ試料では０．２６ｍＡ／ｃｍ^２、３１６試料では０．２０ｍＡ／ｃｍ^２、工業生産に由来する３０４試料では０．２３ｍＡ／ｃｍ^２である。

【0099】

このことから得られる結論は、０．５％ Ｍｏも含有するＡＩＳＩ ３０４ステンレス鋼へ１．３％又は１．０％のＳｉを添加すると耐均一腐食性に関して同一の結果をもたらすこと、及びこれはＡＩＳＩ ３１６Ｌの耐均一腐食性と比較して著しく低下していないことである。

【0100】

耐応力腐食に関しては、ＩＳＯ １５３２４による液滴蒸発試験により評価された。すなわち：
－ ２３℃の０．１Ｍ ＮａＣｌ水溶液を使用する；
－ １ｃｍの落下高さで１０滴／分を部品上に噴霧する；
－ 一滴ずつの試験中に金属試料を１２０℃まで加熱する；
－ 規格ＡＳＴＭ Ｇ３０の通りに試料をＵ曲げする；
－ 部品に鏡面仕上げを施す。

【0101】

試験は試料のクラックが観察されるまでの時間を計測する。鋼種の各試料について３回の試験を行う。結果を図１７に示す。

【0102】

０．５％ Ｍｏ及び１．３％ Ｓｉを添加した３０４の試料１１は、クラックまで４６～１７２時間という、その試験結果のかなり広い分散を有する。０．５％ Ｍｏ及び１．０％ Ｓｉを添加した３０４の試料１５は、４６～７２時間というより狭い分散を有する。３１６Ｌの試料１６は４８～９０時間後にクラックを示す。

【0103】

このことからの結論は、通常の実験の不確実性は別として、耐応力腐食性の観点から本発明による鋼と３１６Ｌとの間で明確な差が見られないということである。

【0104】

比較として、工業用ＡＩＳＩ ３０４Ｌ鋼（Ｃの最大濃度がより低く、したがって先験的にはＣｒ炭化物の形成のリスクが低いことに起因して耐腐食性がより良好であることにより、従来の３０４とは異なる）の試料、及び工業用３１６Ｌの試料について、試験を行った。その結果も図１７に示す。工業用３０４Ｌは比較的低い耐応力腐食性を有し、クラック発生までの時間が２２～２６時間である。工業用３１６Ｌはクラック発生までの時間が４２～４８時間であり、したがって同じ鋼種の最良の実験室試料、及び本発明にしたがってＭｏ及びＳｉを富化させた３０４鋼について見られる時間と同等である。実験室試料と比較した、工業用試料のより一定の包括的な清浄度は、同じものについての測定結果の分散がより少ないことを説明できる。

【0105】

２つの実施例１４及び１５の耐隙間腐食性も評価した。塩酸の添加により調整され２３℃で維持された３未満のｐＨの２Ｍ ＮａＣｌ溶液により、隙間腐食につながる環境（低ｐＨ及び高い塩化物イオン濃度）のシミュレーションを行った。目的は、各試料について、その不動態化層を破壊するｐＨを決定することであった。

【0106】

この目的のために、試料を最初に２分間、－７５０ｍＶ／ＳＣＥでカソード分極を施し、次いでその残留電位で放置した。次いで－７５０ｍＶ／ＳＣＥから１０ｍＶ／分のスキャン速度でアノード方向に動電位測定を開始した。分極曲線の活性領域内の最大強度を決定するために、様々なｐＨ値で測定を行った。その結果を図１８に示す。

【0107】

２つの試料はやはり非常に類似する挙動を有することがそれらから明らかである。脱不動態化ｐＨは両方の場合で１～１．２であり、これは有利なことに通常の工業用の範囲ＡＩＳＩ ３０４（１．７～２．３）と同等であり、通常の工業用３１６の範囲（１．５～１．６５）とも同等である値の範囲である。

【0108】

良好な耐隙間腐食性は、例えば排煙凝縮物と接触しておりそのような腐食の発生につながる組立条件下にある煙突ダクトにおいて特に求められている。すべての結果の最後に、十分に試験された、０．５％ Ｍｏ及び１．３％又は１．０％のＳｉにおける本発明による２つの鋼種の様々なタイプの腐食に対する耐性は、このように従来の３１６Ｌの耐腐食性よりも著しく低くない。

【0109】

結論として、他の点に関してはＡＩＳＩ ３０４Ｌと同等であるＸ２ＣｒＮｉ１８９（１．４３０７）の組成に近いステンレス鋼中に、Ｓｉ及びＭｏが本発明による正確な割合で共存すると、様々なタイプの腐食に対する耐性及び鋼の成形性に対して有益な効果があることがこのように裏付けられる。本明細書において求められる特性は、３１６Ｌの特性に非常に近いか、又は上回ってさえいて、これは発明による鋼が、熱交換器プレート及び煙突ダクトの製造などのそのような品質を必要とする用途において、冶金上の欠点を伴わずにＡＩＳＩ ３１６Ｌと同等であるＸ２ＣｒＮｉＭｏ１７－１２－２と経済的に置き換わることを可能にする。

【図1】

【図2】

【図3】

【図4】

【図5】

【図6】

【図7】

【図8】

【図9】

【図10】

【図11】

【図12】

【図13】

【図14】

【図15】

【図16】

【図17】

【図18】

【手続補正書】

【提出日】2023-08-16

【手続補正1】

【補正対象書類名】特許請求の範囲

【補正対象項目名】全文

【補正方法】変更

【補正の内容】

【特許請求の範囲】

【請求項1】

質量パーセントで、
－ 微量≦Ｃ≦０．０３％；
－ １．０％≦Ｍｎ≦２．０％；
－ ０．８％≦Ｓｉ≦２．０％；
－ 微量≦Ａｌ≦０．０６％；
－ 微量≦Ｐ≦０．０４５％；
－ 微量≦Ｓ≦０．０１５％；
－ ８．０％≦Ｎｉ≦１２．０％；
－ １７．５％≦Ｃｒ＜２０．０％；
－ ０．４％≦Ｍｏ≦０．８％；
－ 微量≦Ｓｎ≦０．０５％；
－ 微量≦Ｎｂ≦０．０８％；
－ 微量≦Ｖ≦０．１５％；
－ 微量≦Ｔｉ≦０．０８％；
－ 微量≦Ｚｒ≦０．０８％；
－ 微量≦Ｃｏ≦１．０％；
－ ０．０２％≦Ｃｕ≦０．６％；
－ 微量≦Ｂ≦０．０１％；
－ 微量≦Ｗ＋Ｍｏ≦０．８％；
－ 微量≦Ｐｂ≦０．０３％；
－ 微量≦Ｎ＜１０００ｐｐｍ；
－ 微量≦Ｏ≦０．０１％；
残りが鉄、及び製造により生じる不純物からなる組成を有する鋼でできていることを特徴とする、オーステナイト系ステンレス鋼。

【請求項2】

１１～６ＡＳＴＭの間に含まれる平均結晶粒径を有することを特徴とする、請求項１に記載のオーステナイト系ステンレス鋼。

【請求項3】

微量≦Ｎｂ＜０．０３％であることを特徴とする、請求項１に記載のオーステナイト系ステンレス鋼。

【請求項4】

微量≦Ｎｂ＜０．０２％であることを特徴とする、請求項３に記載のオーステナイト系ステンレス鋼。

【請求項5】

０．０３％≦Ｖ≦０．１５％であることを特徴とする、請求項１から４のいずれか一項に記載のオーステナイト系ステンレス鋼。

【請求項6】

０．０４％≦Ｖ≦０．１５％であることを特徴とする、請求項５に記載のオーステナイト系ステンレス鋼。

【請求項7】

３００ｐｐｍ≦Ｎ＜１０００ｐｐｍであることを特徴とする、請求項１から４のいずれか一項に記載のオーステナイト系ステンレス鋼。

【請求項8】

３００ｐｐｍ≦Ｎ＜８００ｐｐｍであることを特徴とする、請求項７に記載のオーステナイト系ステンレス鋼。

【請求項9】

１．０％≦Ｓｉ≦１．５％であることを特徴とする、請求項１から４のいずれか一項に記載のオーステナイト系ステンレス鋼。

【請求項10】

微量≦Ａｌ≦０．０１％であることを特徴とする、請求項１から４のいずれか一項に記載のオーステナイト系ステンレス鋼。

【請求項11】

９．４５％≦Ｎｉ≦１０．０％であることを特徴とする、請求項１から４のいずれか一項に記載のオーステナイト系ステンレス鋼。

【請求項12】

０．５％≦Ｍｏ≦０．６％であることを特徴とする、請求項１から４のいずれか一項に記載のオーステナイト系ステンレス鋼。

【請求項13】

微量≦Ｏ≦０．００５％であることを特徴とする、請求項１から４のいずれか一項に記載のオーステナイト系ステンレス鋼。

【請求項14】

１０～７ＡＳＴＭの平均結晶粒径を有することを特徴とする、請求項１から４のいずれか一項に記載のオーステナイト系ステンレス鋼。

【請求項15】

請求項１から４のいずれか一項に記載のオーステナイト系ステンレス鋼でできていることを特徴とする、熱交換器プレート。

【請求項16】

請求項１から４のいずれか一項に記載のオーステナイト系ステンレス鋼でできていることを特徴とする、煙突ダクトの要素。

【国際調査報告】