JP3149687B2 - 耐繰返し酸化特性に優れたステンレス鋼 - Google Patents
耐繰返し酸化特性に優れたステンレス鋼Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、火力発電用ボイラに
おける非耐圧・非冷却部材等の耐繰返し酸化特性が要求
される非耐圧部材を構成する耐熱ステンレス鋼に関す
る。
おける非耐圧・非冷却部材等の耐繰返し酸化特性が要求
される非耐圧部材を構成する耐熱ステンレス鋼に関す
る。
【０００２】
【従来の技術】近年高温プラント技術の進歩に伴い、新
形式の複合発電プラント、すなわち石炭ガス化複合プラ
ント、ＰＦＢＣ（Pressurized Fluidized Bed Combusio
n 、即ち、加圧流動床燃焼）発電システム、トッピング
サイクル等が提案され、試験プラントの運転も行われて
いる。これらの新形式プラントにおいては、従来形式の
ボイラと異なり、蒸気加熱管以外にも高温に暴される非
冷却部材の範囲が大幅に拡大され、最高900 ℃程度で使
用可能な非冷却部材用の耐熱鋼も新たに求められてい
る。
形式の複合発電プラント、すなわち石炭ガス化複合プラ
ント、ＰＦＢＣ（Pressurized Fluidized Bed Combusio
n 、即ち、加圧流動床燃焼）発電システム、トッピング
サイクル等が提案され、試験プラントの運転も行われて
いる。これらの新形式プラントにおいては、従来形式の
ボイラと異なり、蒸気加熱管以外にも高温に暴される非
冷却部材の範囲が大幅に拡大され、最高900 ℃程度で使
用可能な非冷却部材用の耐熱鋼も新たに求められてい
る。
【０００３】従来、高温部材としては高温強度を主眼と
した鋼種開発がさかんに行われ、18Ｃｒ−8 Ｎｉ系ステ
ンレス鋼がチューブ材として多用されている。その主流
はJIS SUS304H(18Ｃｒ−10Ｎｉ−Ｃ) であり、更に、こ
れにＴｉを加えたJIS SUS321H などがあり、基本的には
長期の組織安定性があるとされている18−8 系で対応可
能であった。
した鋼種開発がさかんに行われ、18Ｃｒ−8 Ｎｉ系ステ
ンレス鋼がチューブ材として多用されている。その主流
はJIS SUS304H(18Ｃｒ−10Ｎｉ−Ｃ) であり、更に、こ
れにＴｉを加えたJIS SUS321H などがあり、基本的には
長期の組織安定性があるとされている18−8 系で対応可
能であった。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】しかし、一般に新形式
プラントにおける非冷却部等の部位は、使用温度が高
く、圧力容器中に格納される非耐圧部材として設計され
ている場合でも使用できる鋼種が殆ど見あたらない。18
−８系耐熱鋼で解決しようとするならば、特開昭53−63
210 号公報などに開示された耐高温酸化性を改善する元
素であるＡｌ，Ｓｉを含有させたＣｒ−Ｎｉ系ステンレ
ス鋼の適用も考えられる。しかし、こうした鋼種は、一
定の構造強度が必要なプラント内構造部材としては、繰
返し酸化特性への対策、長時間相安定性の維持という２
点において配慮が十分とはいえない。
プラントにおける非冷却部等の部位は、使用温度が高
く、圧力容器中に格納される非耐圧部材として設計され
ている場合でも使用できる鋼種が殆ど見あたらない。18
−８系耐熱鋼で解決しようとするならば、特開昭53−63
210 号公報などに開示された耐高温酸化性を改善する元
素であるＡｌ，Ｓｉを含有させたＣｒ−Ｎｉ系ステンレ
ス鋼の適用も考えられる。しかし、こうした鋼種は、一
定の構造強度が必要なプラント内構造部材としては、繰
返し酸化特性への対策、長時間相安定性の維持という２
点において配慮が十分とはいえない。
【０００５】ここで、繰り返し酸化性とは、発電プラン
トのスタート・ストップによる熱サイクルを材料が繰り
返し受けた場合、800 〜900 ℃における高温酸化による
鋼材の減肉が促進される現象をいう。Ａｌ，Ｓｉを含有
させた従来のＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼には、この耐繰
り返し酸化性が劣るという問題がある。また、現在かか
る目的のために用いられようとしているJIS SUS310S に
代表される高価な25Ｃｒ−20Ｎｉ系のオーステナイトス
テンレス耐熱鋼は、800 〜900 ℃における200〜700 時
間の使用で容易にシグマ相を析出し、定期点検時にハン
マリングしただけでひび割れを生じることが危惧されて
いる。したがって、現在高温用材料技術においては、こ
のような耐繰返し酸化性と長時間の相安定性という２点
を同時に満足する合金設計指針の確立が強く望まれてい
る。
トのスタート・ストップによる熱サイクルを材料が繰り
返し受けた場合、800 〜900 ℃における高温酸化による
鋼材の減肉が促進される現象をいう。Ａｌ，Ｓｉを含有
させた従来のＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼には、この耐繰
り返し酸化性が劣るという問題がある。また、現在かか
る目的のために用いられようとしているJIS SUS310S に
代表される高価な25Ｃｒ−20Ｎｉ系のオーステナイトス
テンレス耐熱鋼は、800 〜900 ℃における200〜700 時
間の使用で容易にシグマ相を析出し、定期点検時にハン
マリングしただけでひび割れを生じることが危惧されて
いる。したがって、現在高温用材料技術においては、こ
のような耐繰返し酸化性と長時間の相安定性という２点
を同時に満足する合金設計指針の確立が強く望まれてい
る。
【０００６】
【課題を解決するための手段】発明者らは、実際のプラ
ント運転における材料寿命が、特に高温酸化で決定され
る場合には耐繰返し酸化特性を考慮することが必須との
考えから、経済性に優れる18Ｃｒ−８Ｎｉ系ステンレス
鋼を出発点として種々の合金を試作し、性能評価を繰返
したその結果、単純加熱時の場合と異なり、表面スケー
ル層の元素組成が耐繰返し酸化性に重要になるとの知見
を得た。すなわち、安価な耐酸化性向上元素としてはし
ばしば用いられるＳｉはむしろ有害で、一方Ａｌの含有
量の増加、またはＣｒの増量が有効であることがわかっ
た。
ント運転における材料寿命が、特に高温酸化で決定され
る場合には耐繰返し酸化特性を考慮することが必須との
考えから、経済性に優れる18Ｃｒ−８Ｎｉ系ステンレス
鋼を出発点として種々の合金を試作し、性能評価を繰返
したその結果、単純加熱時の場合と異なり、表面スケー
ル層の元素組成が耐繰返し酸化性に重要になるとの知見
を得た。すなわち、安価な耐酸化性向上元素としてはし
ばしば用いられるＳｉはむしろ有害で、一方Ａｌの含有
量の増加、またはＣｒの増量が有効であることがわかっ
た。
【０００７】さらに、表面スケール層の状態を詳細に調
査した結果、このスケールはＣｒ，Ａｌ，Ｓｉ等の酸化
物であり、これらの元素がすべて同時含有されている場
合は、環境側がＣｒが、材料側、即ち母相側がＡｌもし
くはＳｉが富化した酸化物となっていることが判明し
た。従って、耐繰り返し酸化性に及ぼすこれらの元素の
効果の相違はスケールの組成がもたらすもので、特にス
ケールと母相との熱膨張との差によるものと推定され
る。
査した結果、このスケールはＣｒ，Ａｌ，Ｓｉ等の酸化
物であり、これらの元素がすべて同時含有されている場
合は、環境側がＣｒが、材料側、即ち母相側がＡｌもし
くはＳｉが富化した酸化物となっていることが判明し
た。従って、耐繰り返し酸化性に及ぼすこれらの元素の
効果の相違はスケールの組成がもたらすもので、特にス
ケールと母相との熱膨張との差によるものと推定され
る。
【０００８】例えば、ＳｉＯ2 の室温から１０００℃ま
での平均膨張率は0.5 ×10-6Ｋ-1と低いが、Ａｌ2 Ｏ3
の平均膨張率は８×10-6Ｋ-1であり、通常のステンレス
鋼の値20×10-6Ｋ-1に比較的近い。そのため、温度変化
時に母相と界面での熱応力に差が生じても、Ａｌ2 Ｏ3
皮膜が剥離、脱落しにくいため内質保護性が維持される
というメカニズムが考えられる。
での平均膨張率は0.5 ×10-6Ｋ-1と低いが、Ａｌ2 Ｏ3
の平均膨張率は８×10-6Ｋ-1であり、通常のステンレス
鋼の値20×10-6Ｋ-1に比較的近い。そのため、温度変化
時に母相と界面での熱応力に差が生じても、Ａｌ2 Ｏ3
皮膜が剥離、脱落しにくいため内質保護性が維持される
というメカニズムが考えられる。
【０００９】一方、長時間加熱を受けた場合の相安定性
については、主としてシグマ相等の脆い第二相の析出を
抑制する手段を種々検討した。一般にオーステナイト系
ステンレス鋼のデルタフェライト抑制、あるいはデルタ
フェライト量については、例えばde Long が1960年にMe
tal Progressにおいて提唱したような、Ｃｒ当量、Ｎｉ
当量の概念が用い得ることを見いだした。ただし、シグ
マ相析出量の予測等には上記式をそのまま転用すること
は出来なかったが、下記に示す（３）式の両辺が等しい
ときがシグマ相析出の臨界点であることを実験的に新た
に見いだした。 σ＝3.6(1.5 Ｓｉ＋3 Ａｌ＋Ｃｒ) −(0.5Ｍｎ＋Ｎｉ＋30Ｃ＋30Ｎ) ＝70 −−−（３）
については、主としてシグマ相等の脆い第二相の析出を
抑制する手段を種々検討した。一般にオーステナイト系
ステンレス鋼のデルタフェライト抑制、あるいはデルタ
フェライト量については、例えばde Long が1960年にMe
tal Progressにおいて提唱したような、Ｃｒ当量、Ｎｉ
当量の概念が用い得ることを見いだした。ただし、シグ
マ相析出量の予測等には上記式をそのまま転用すること
は出来なかったが、下記に示す（３）式の両辺が等しい
ときがシグマ相析出の臨界点であることを実験的に新た
に見いだした。 σ＝3.6(1.5 Ｓｉ＋3 Ａｌ＋Ｃｒ) −(0.5Ｍｎ＋Ｎｉ＋30Ｃ＋30Ｎ) ＝70 −−−（３）
【００１０】本発明は上述した観点に基づいてなされた
もので、経済性に優れ、長時間の組織安定性にまさる18
Ｃｒ−8Ｎｉ系のステンレス鋼をベースに、800〜900℃
での耐高温酸化性ならびに耐繰返し酸化性の優れた耐熱
鋼を提供することを目的とする。 （１）請求項１の発明は、下記の成分組成を含有する耐
繰返し酸化特性に優れたステンレス鋼（成分組成はｗｔ
％である）である。 （ａ）主成分として、 Ｃ：0.12％以下、 Ｓｉ：0.31〜1.0％ Ｍｎ：2.0％以下、 Ｐ：0.04％以下 Ｓ：0.03％以下、 Ａｌ：0.33〜3.0％、 Ｎ：0.2％以下、 Ｎｉ：10〜33％、 Ｃｒ：14％〜28％を含有し、 残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、 （ｂ）前記成分組成が下記の（１）〜（３）式を満た
す。 Ｒ＝Ｃｒ＋2（Ａｌ＋Ｓｉ）≧20.2 −−（１） α＝（1.5Ｓｉ＋3Ａｌ＋Ｃｒ）−（0.5Ｍｎ＋Ｎｉ＋30Ｃ＋30Ｎ）＜9 −−（２） σ＝3.6（1.5Ｓｉ＋3Ａｌ＋Ｃｒ）−（0.5Ｍｎ＋Ｎｉ＋30Ｃ＋30Ｎ）＜70 −−（３）
もので、経済性に優れ、長時間の組織安定性にまさる18
Ｃｒ−8Ｎｉ系のステンレス鋼をベースに、800〜900℃
での耐高温酸化性ならびに耐繰返し酸化性の優れた耐熱
鋼を提供することを目的とする。 （１）請求項１の発明は、下記の成分組成を含有する耐
繰返し酸化特性に優れたステンレス鋼（成分組成はｗｔ
％である）である。 （ａ）主成分として、 Ｃ：0.12％以下、 Ｓｉ：0.31〜1.0％ Ｍｎ：2.0％以下、 Ｐ：0.04％以下 Ｓ：0.03％以下、 Ａｌ：0.33〜3.0％、 Ｎ：0.2％以下、 Ｎｉ：10〜33％、 Ｃｒ：14％〜28％を含有し、 残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、 （ｂ）前記成分組成が下記の（１）〜（３）式を満た
す。 Ｒ＝Ｃｒ＋2（Ａｌ＋Ｓｉ）≧20.2 −−（１） α＝（1.5Ｓｉ＋3Ａｌ＋Ｃｒ）−（0.5Ｍｎ＋Ｎｉ＋30Ｃ＋30Ｎ）＜9 −−（２） σ＝3.6（1.5Ｓｉ＋3Ａｌ＋Ｃｒ）−（0.5Ｍｎ＋Ｎｉ＋30Ｃ＋30Ｎ）＜70 −−（３）
【００１１】（２）請求項２の発明は、請求項１の発明
の成分組成に、更に、Ｃｅ, Ｙ，Ｌａのうち一種以上を
合計含有量として0.07％以下を含有する耐繰り返し酸化
特性に優れたステンレス鋼である。
の成分組成に、更に、Ｃｅ, Ｙ，Ｌａのうち一種以上を
合計含有量として0.07％以下を含有する耐繰り返し酸化
特性に優れたステンレス鋼である。
【００１２】
【作用】以下、本発明に係るステンレス鋼の含有元素の
含有理由及び含有範囲を限定した理由を述べる。Ｃは本
発明鋼の母相の高温強さを与え、相安定性に有効な元素
であるが、0.12％を超えて含有すると、結晶粒内を縦断
する形で粗大な炭化物が析出するので、その含有量は0.
12％以下とした。
含有理由及び含有範囲を限定した理由を述べる。Ｃは本
発明鋼の母相の高温強さを与え、相安定性に有効な元素
であるが、0.12％を超えて含有すると、結晶粒内を縦断
する形で粗大な炭化物が析出するので、その含有量は0.
12％以下とした。
【００１３】Ｓｉは脱酸に有効な元素であるため1.0 ％
以下を含んでもよいが、1.0 ％を超えて含有すると、表
面の酸化皮膜の母相側がＳｉリッチとなり、繰返し酸化
特性に有害となるので、含有量は1.0 ％以下とした。
以下を含んでもよいが、1.0 ％を超えて含有すると、表
面の酸化皮膜の母相側がＳｉリッチとなり、繰返し酸化
特性に有害となるので、含有量は1.0 ％以下とした。
【００１４】Ｍｎは相安定性に有効な元素であるため2.
0 ％以下を含んでよいが、2.0 ％を超えて含有すると耐
高温酸化性に有害となるので、含有量は2.0 ％以下とし
た。
0 ％以下を含んでよいが、2.0 ％を超えて含有すると耐
高温酸化性に有害となるので、含有量は2.0 ％以下とし
た。
【００１５】Ｐは粒界偏析して圧延時の延性を害する元
素であって、その含有量は少ないほど良い。そこで、圧
延時における延性の低下による割れを防止するため、そ
の含有量を0.04％以下とした。
素であって、その含有量は少ないほど良い。そこで、圧
延時における延性の低下による割れを防止するため、そ
の含有量を0.04％以下とした。
【００１６】ＳもＰと同様、粒界偏析して圧延時の延性
を害する元素である。その含有量は少ないほど良い。そ
こで、圧延時における延性の低下による割れを防止する
ため、その含有量を0.03％以下とした。
を害する元素である。その含有量は少ないほど良い。そ
こで、圧延時における延性の低下による割れを防止する
ため、その含有量を0.03％以下とした。
【００１７】ＮはＣと同様、本発明鋼の母相の高温強さ
を与え、相安定性に有効な元素であるため、0.20％以下
を含んでもよいが、0.20％を超えて含有すると窒化物を
形成し、靱性に有害であることから、含有量は0.20％以
下とした。
を与え、相安定性に有効な元素であるため、0.20％以下
を含んでもよいが、0.20％を超えて含有すると窒化物を
形成し、靱性に有害であることから、含有量は0.20％以
下とした。
【００１８】Ｎｉは、安定なオーステナイト組織を得る
ために必須の元素である。含有量は、他の含有元素、特
にＣｒとＡｌとの関係から10％以上を必要とする。一
方、Ｎｉの含有量が33％を超えると、オーステナイト安
定化の効果が小さくなり、Ｎｉ量を増加してもＣｒ等耐
高温酸化性を向上する元素の含有量を大きく増やすこと
ができなくなるため、含有量は10％以上、33％以下とし
た。
ために必須の元素である。含有量は、他の含有元素、特
にＣｒとＡｌとの関係から10％以上を必要とする。一
方、Ｎｉの含有量が33％を超えると、オーステナイト安
定化の効果が小さくなり、Ｎｉ量を増加してもＣｒ等耐
高温酸化性を向上する元素の含有量を大きく増やすこと
ができなくなるため、含有量は10％以上、33％以下とし
た。
【００１９】Ｃｒは高温での耐酸化性を与える基本元素
として重要である。その含有量が14％未満の場合は、耐
高温酸化性に有効なＡｌを含有しても800 ℃〜900 ℃に
おいて十分な耐酸化性を得ることができない。一方、28
％を超えて含有するとオーステナイト相の安定性を維持
するために、高価なＮｉを多量に必要とし経済性を損な
うようになり、しかも耐高温酸化性向上に対する寄与が
小さくなるため、含有量は14％以上、28％以下とした。
として重要である。その含有量が14％未満の場合は、耐
高温酸化性に有効なＡｌを含有しても800 ℃〜900 ℃に
おいて十分な耐酸化性を得ることができない。一方、28
％を超えて含有するとオーステナイト相の安定性を維持
するために、高価なＮｉを多量に必要とし経済性を損な
うようになり、しかも耐高温酸化性向上に対する寄与が
小さくなるため、含有量は14％以上、28％以下とした。
【００２０】Ａｌは単独では、酸化環境中でＡｌ2 Ｏ3
という非常に緻密な酸化物皮膜を形成し、Ｃｒ酸化物存
在下ではその中に複合酸化物として含まれて、酸化物の
緻密性を高める。かかる場合の表面保護性は非常に高い
ばかりでなく、繰返し熱応力に対しても剥離を起こしに
くく、優れた耐繰返し高温酸化性を与える元素である。
しかし、Ａｌを3.0 ％を超えて含有すると相安定性を維
持するのが困難となる。この知見からＡｌの含有量は3.
0 ％以下とした。
という非常に緻密な酸化物皮膜を形成し、Ｃｒ酸化物存
在下ではその中に複合酸化物として含まれて、酸化物の
緻密性を高める。かかる場合の表面保護性は非常に高い
ばかりでなく、繰返し熱応力に対しても剥離を起こしに
くく、優れた耐繰返し高温酸化性を与える元素である。
しかし、Ａｌを3.0 ％を超えて含有すると相安定性を維
持するのが困難となる。この知見からＡｌの含有量は3.
0 ％以下とした。
【００２１】Ｃｅ，Ｙ，Ｌａ等の希土類元素はＡｌ2 Ｏ
3 酸化皮膜中に溶け込んで、その高温酸化に対する一般
的耐性を高めるので、これらのうち一種以上を含有して
もよい。含有量は、0.07％を超えて含有すると熱間延性
を害するので、合計量で0.07％以下とした。
3 酸化皮膜中に溶け込んで、その高温酸化に対する一般
的耐性を高めるので、これらのうち一種以上を含有して
もよい。含有量は、0.07％を超えて含有すると熱間延性
を害するので、合計量で0.07％以下とした。
【００２２】耐高温酸化性：耐高温酸化性を決定する主
な因子は、Ｃｒ、Ａｌ、Ｓｉの合計の含有量である。耐
高温酸化性はこれらの元素の含有量よりなるＲ＝Ｃｒ＋
２（Ａｌ＋Ｓｉ）なる指標により表すことができ、800
℃〜900 ℃における耐酸化性はＲが20.2未満では十分で
ないことを見いだした。すなわち、 Ｒ＝Ｃｒ＋２( Ａｌ＋Ｓｉ) ≧20.2 −−−（１） を満たすＣｒ、Ａｌ、Ｓｉの含有が必要である。
な因子は、Ｃｒ、Ａｌ、Ｓｉの合計の含有量である。耐
高温酸化性はこれらの元素の含有量よりなるＲ＝Ｃｒ＋
２（Ａｌ＋Ｓｉ）なる指標により表すことができ、800
℃〜900 ℃における耐酸化性はＲが20.2未満では十分で
ないことを見いだした。すなわち、 Ｒ＝Ｃｒ＋２( Ａｌ＋Ｓｉ) ≧20.2 −−−（１） を満たすＣｒ、Ａｌ、Ｓｉの含有が必要である。
【００２３】熱間加工性及びオーステナイト相の安定
性：相安定性を決定する主な因子は、Ｃｒ当量とＮｉ当
量である。 Ｃｒ当量＝1.5 Ｓｉ＋３Ａｌ＋Ｃｒ、 Ｎｉ当量＝0.5 Ｍｎ＋Ｎｉ＋30Ｃ＋30Ｎ と表すことができ、これらを用いた下記の（２）式が成
り立つとき、圧延後にフェライト相の存在がなくオース
テナイト単相組織であり、かつ鋼板側端部の割れもほと
んど無いことを見いだした。
性：相安定性を決定する主な因子は、Ｃｒ当量とＮｉ当
量である。 Ｃｒ当量＝1.5 Ｓｉ＋３Ａｌ＋Ｃｒ、 Ｎｉ当量＝0.5 Ｍｎ＋Ｎｉ＋30Ｃ＋30Ｎ と表すことができ、これらを用いた下記の（２）式が成
り立つとき、圧延後にフェライト相の存在がなくオース
テナイト単相組織であり、かつ鋼板側端部の割れもほと
んど無いことを見いだした。
【００２４】一方、これらの式が成り立たないときに
は、鋼板側端部に著しい割れが発生するか、さらには圧
延後にフェライト相の存在が認められた。鋼板側端部の
割れは歩留まりを低下させるため、経済的に好ましくな
い。圧延後に存在するフェライト相は、800 ℃〜900 ℃
での使用中に脆いσ相に変化し、靱性を著しく低下させ
る。従って、 α＝(1.5Ｓｉ＋3 Ａｌ＋Ｃｒ) −(0.5Ｍｎ＋Ｎｉ＋30Ｃ＋30Ｎ) ＜9 −−−（２） を満足する成分系とする必要がある。
は、鋼板側端部に著しい割れが発生するか、さらには圧
延後にフェライト相の存在が認められた。鋼板側端部の
割れは歩留まりを低下させるため、経済的に好ましくな
い。圧延後に存在するフェライト相は、800 ℃〜900 ℃
での使用中に脆いσ相に変化し、靱性を著しく低下させ
る。従って、 α＝(1.5Ｓｉ＋3 Ａｌ＋Ｃｒ) −(0.5Ｍｎ＋Ｎｉ＋30Ｃ＋30Ｎ) ＜9 −−−（２） を満足する成分系とする必要がある。
【００２５】圧延後にフェライト相が存在せずオーステ
ナイト単相組織の場合でも800 ℃〜900 ℃での長時間使
用により脆いσ相が生成する場合がある。このσ相生成
も上記のＣｒ当量とＮｉ当量の関係により表すことがで
き、これらを用いて構成した下記の（３）式が成り立つ
ときに、長時間使用後もσ相が生成しないことを見いだ
した。すなわち、長時間使用後も良好な靱性が保たれ
る。従って、 σ＝3.6(1.5 Ｓｉ＋3 Ａｌ＋Ｃｒ) −(0.5Ｍｎ＋Ｎｉ＋30Ｃ＋30Ｎ) ＜70 −−−（３） を満足する成分系とする必要がある。
ナイト単相組織の場合でも800 ℃〜900 ℃での長時間使
用により脆いσ相が生成する場合がある。このσ相生成
も上記のＣｒ当量とＮｉ当量の関係により表すことがで
き、これらを用いて構成した下記の（３）式が成り立つ
ときに、長時間使用後もσ相が生成しないことを見いだ
した。すなわち、長時間使用後も良好な靱性が保たれ
る。従って、 σ＝3.6(1.5 Ｓｉ＋3 Ａｌ＋Ｃｒ) −(0.5Ｍｎ＋Ｎｉ＋30Ｃ＋30Ｎ) ＜70 −−−（３） を満足する成分系とする必要がある。
【００２６】この鋼は、溶鋼に所定の成分を所定量、単
体又は母合金の形で含有させることにより製造される。
体又は母合金の形で含有させることにより製造される。
【００２７】
【実施例】次に本発明の実施例について説明する。表１
から表４に検討を行った鋼の化学成分を示す。表中、Ｎ
o.１からNo. ２１は、Ｃｅ，Ｙ，Ｌａを含有していない
本発明の成分範囲を満足する発明鋼種であり、No. ３１
からNo. ４５は比較鋼種である。また、表中、No. ２２
からNo. ２９はＣｅ，Ｙ，Ｌａを含有した本発明の成分
範囲を満足する発明鋼種であり、No. ４６からNo. ５７
は、その比較鋼である。表中には、（１）、（２）、
（３）式でそれぞれ定義される、Ｒ，α、σの値も併せ
て示した。
から表４に検討を行った鋼の化学成分を示す。表中、Ｎ
o.１からNo. ２１は、Ｃｅ，Ｙ，Ｌａを含有していない
本発明の成分範囲を満足する発明鋼種であり、No. ３１
からNo. ４５は比較鋼種である。また、表中、No. ２２
からNo. ２９はＣｅ，Ｙ，Ｌａを含有した本発明の成分
範囲を満足する発明鋼種であり、No. ４６からNo. ５７
は、その比較鋼である。表中には、（１）、（２）、
（３）式でそれぞれ定義される、Ｒ，α、σの値も併せ
て示した。
【００２８】
【００２９】
【００３０】
【表３】
【００３１】
【表４】
【００３２】これらの鋼に対して、900 ℃での繰返し酸
化試験を行った結果を表５及び表６に示す。繰返し酸化
試験は、20ｍｍ×30ｍｍ×５ｍｍの腐食試験片を用い、
ムライト管を内管とする環状炉で加熱した。湿度調整シ
ステムにより露点を30℃に加湿・調整した空気中で96時
間均熱後、側壁を水冷した冷却室に移動させて200 ℃以
下まで冷却し、これを１サイクルとして10サイクルの繰
返し加熱を行った。昇温速度、降温速度の実測値は、そ
れぞれ約130 ℃／ｍｉｎ，150 ℃／ｍｉｎであった。耐
繰返し酸化性は、試験終了後の試験片をナイロンブラシ
で除塵した後、重量測定し、試験前の重量に対する酸化
減量で評価した。繰返し数（ｎ数）は各鋼種で４とし、
平均値で評価した。個々の試験片間のばらつきはおおむ
ね20〜40％以内であった。
化試験を行った結果を表５及び表６に示す。繰返し酸化
試験は、20ｍｍ×30ｍｍ×５ｍｍの腐食試験片を用い、
ムライト管を内管とする環状炉で加熱した。湿度調整シ
ステムにより露点を30℃に加湿・調整した空気中で96時
間均熱後、側壁を水冷した冷却室に移動させて200 ℃以
下まで冷却し、これを１サイクルとして10サイクルの繰
返し加熱を行った。昇温速度、降温速度の実測値は、そ
れぞれ約130 ℃／ｍｉｎ，150 ℃／ｍｉｎであった。耐
繰返し酸化性は、試験終了後の試験片をナイロンブラシ
で除塵した後、重量測定し、試験前の重量に対する酸化
減量で評価した。繰返し数（ｎ数）は各鋼種で４とし、
平均値で評価した。個々の試験片間のばらつきはおおむ
ね20〜40％以内であった。
【００３３】
【表５】
【００３４】
【表６】
【００３５】耐繰返し酸化特性は、表から判るように、
発明鋼はNo. １からNo. ２１の希土類元素を含有しない
本発明の場合、及びNo. ２２からNo. ２９の希土類元素
を含有する発明のいずれについても、比較鋼No. ３０と
して検討した汎用の18Ｃｒ−８Ｎｉ系ステンレス鋼（SU
S304H)に比べ１／２以下の腐食減量であり、良好な特性
を示していた。これは、Ｃｒの増量により酸化皮膜が安
定になり、さらに酸化皮膜中にＡｌ、希土類元素が含ま
れることにより酸化皮膜の緻密性が増し、酸素の拡散速
度が遅くなって内部保護性が向上するためと考えられ
る。
発明鋼はNo. １からNo. ２１の希土類元素を含有しない
本発明の場合、及びNo. ２２からNo. ２９の希土類元素
を含有する発明のいずれについても、比較鋼No. ３０と
して検討した汎用の18Ｃｒ−８Ｎｉ系ステンレス鋼（SU
S304H)に比べ１／２以下の腐食減量であり、良好な特性
を示していた。これは、Ｃｒの増量により酸化皮膜が安
定になり、さらに酸化皮膜中にＡｌ、希土類元素が含ま
れることにより酸化皮膜の緻密性が増し、酸素の拡散速
度が遅くなって内部保護性が向上するためと考えられ
る。
【００３６】これに対し、比較鋼No. ３２、No. ５０、
No. ５５においては、Ｓｉの含有量が高めであって、酸
化試験の初期に比較的小さい腐食減量を示すものの、２
〜３サイクル目から酸化皮膜剥離が生じはじめ、長期的
には大きな腐食減量を示すようになるのが特徴である。
比較鋼No. ３３においては、Ｍｎを多量に含むことによ
り、耐高温酸化性が低下しており、結果として大きな腐
食減量を示している。No. ４１、No. ４８、No. ５４は
Ｃｒ＋２（Ａｌ＋Ｓｉ）の値が20.2に達していないこと
により、また比較鋼No. ３７、No. ５７はＣｒ＋２（Ａ
ｌ＋Ｓｉ）の値は20.2に達しているもののＣｒ量の不足
により、十分な耐高温酸化性が得られていない。
No. ５５においては、Ｓｉの含有量が高めであって、酸
化試験の初期に比較的小さい腐食減量を示すものの、２
〜３サイクル目から酸化皮膜剥離が生じはじめ、長期的
には大きな腐食減量を示すようになるのが特徴である。
比較鋼No. ３３においては、Ｍｎを多量に含むことによ
り、耐高温酸化性が低下しており、結果として大きな腐
食減量を示している。No. ４１、No. ４８、No. ５４は
Ｃｒ＋２（Ａｌ＋Ｓｉ）の値が20.2に達していないこと
により、また比較鋼No. ３７、No. ５７はＣｒ＋２（Ａ
ｌ＋Ｓｉ）の値は20.2に達しているもののＣｒ量の不足
により、十分な耐高温酸化性が得られていない。
【００３７】次に、圧延時の熱間加工性であるが、圧延
後の板材の耳割れの有無によって加工性評価を行った結
果を表５及び表６に併せて示す。本発明鋼では1200℃加
熱し、仕上温度を900 ℃とした圧延工程において、耳割
れは発生せず、良好な圧延結果が得られた。一方、Ｐ
量、Ｓ量がそれぞれ多い比較鋼No. ３４、No. ３５、Ｎ
を多量に含有した比較鋼No. ３９、希土類元素を過剰に
含有した比較鋼No. ４７においては、板端面に著しい耳
割れを生じた。また、（２）式のα値が９以上の比較鋼
No. ４０、No. ４２、No. ４３、No. ５２、No. ５３も
板端面に耳割れを生じた。
後の板材の耳割れの有無によって加工性評価を行った結
果を表５及び表６に併せて示す。本発明鋼では1200℃加
熱し、仕上温度を900 ℃とした圧延工程において、耳割
れは発生せず、良好な圧延結果が得られた。一方、Ｐ
量、Ｓ量がそれぞれ多い比較鋼No. ３４、No. ３５、Ｎ
を多量に含有した比較鋼No. ３９、希土類元素を過剰に
含有した比較鋼No. ４７においては、板端面に著しい耳
割れを生じた。また、（２）式のα値が９以上の比較鋼
No. ４０、No. ４２、No. ４３、No. ５２、No. ５３も
板端面に耳割れを生じた。
【００３８】最後に、高温での使用時に問題となる特性
として、組織安定性が重要である。そこでJIS による４
号シャルピー試験片を用い、850 ℃において1000時間時
効し、０℃におけるシャルピー吸収エネルギー測定値を
表５及び表６に併せて示す。発明鋼は０℃における吸収
エネルギーが30Ｊ以上と良好で、炭窒化物、金属間化合
物等の生成に起因するような靱性低下は認められない。
として、組織安定性が重要である。そこでJIS による４
号シャルピー試験片を用い、850 ℃において1000時間時
効し、０℃におけるシャルピー吸収エネルギー測定値を
表５及び表６に併せて示す。発明鋼は０℃における吸収
エネルギーが30Ｊ以上と良好で、炭窒化物、金属間化合
物等の生成に起因するような靱性低下は認められない。
【００３９】これに対して、比較鋼No. ３１は炭化物の
過剰な析出による靱性劣化が認められた。比較鋼No. ３
６はＮｉ量が不足のため、また比較鋼No. ３８と比較鋼
No.４９はそれぞれＡｌ量とＣｒ量が過剰のため、σ相
が析出し靱性の低下が認められた。比較鋼No. ４０、N
o. ４３、No. ４４、No. ４５、No. ４６、No. ５０、N
o. ５１、No. ５３、No. ５８は、（３）式のσの値が7
0以上となっているため、長時間の熱処理によりσ値が
析出し靱性の劣化が認められた。比較鋼No. 56は（３）
式のσ値が70未満であるが、Ｎｉ量が33％を超えるよう
な多量の含有により得られた値であることからＮｉの効
果が十分でなく、オーステナイト相の安定性を維持する
ことができず、靱性が劣化している。
過剰な析出による靱性劣化が認められた。比較鋼No. ３
６はＮｉ量が不足のため、また比較鋼No. ３８と比較鋼
No.４９はそれぞれＡｌ量とＣｒ量が過剰のため、σ相
が析出し靱性の低下が認められた。比較鋼No. ４０、N
o. ４３、No. ４４、No. ４５、No. ４６、No. ５０、N
o. ５１、No. ５３、No. ５８は、（３）式のσの値が7
0以上となっているため、長時間の熱処理によりσ値が
析出し靱性の劣化が認められた。比較鋼No. 56は（３）
式のσ値が70未満であるが、Ｎｉ量が33％を超えるよう
な多量の含有により得られた値であることからＮｉの効
果が十分でなく、オーステナイト相の安定性を維持する
ことができず、靱性が劣化している。
【００４０】以上の実施例及び比較例から明らかなよう
に、発明鋼の成分設定によれば、高温での耐繰返し酸化
性能の向上が図れ、しかも高温使用時の組織安定性に優
れるため靱性の劣化がなく、かつ圧延製造時の熱間加工
性も優れた、耐熱性ステンレス鋼を得ることができる。
に、発明鋼の成分設定によれば、高温での耐繰返し酸化
性能の向上が図れ、しかも高温使用時の組織安定性に優
れるため靱性の劣化がなく、かつ圧延製造時の熱間加工
性も優れた、耐熱性ステンレス鋼を得ることができる。
【００４１】
【発明の効果】本発明によれば、800 ℃〜900 ℃での非
耐圧・非冷却部などの新形式発電プラントに特徴的な使
用条件に耐え得る耐熱性ステンレス鋼を、歩留よく製造
することができる。しかも従来の汎用性ステンレス鋼で
ある18Ｃｒ−８Ｎｉ系ステンレスより大幅に優れた耐繰
返し酸化性を有するため、プラントの短周期の立ち上
げ、シャットダウンの繰返しによく耐え、長期の使用に
対して良好な組織安定性を示す信頼性の高い部材の製造
に役立つことができる。
耐圧・非冷却部などの新形式発電プラントに特徴的な使
用条件に耐え得る耐熱性ステンレス鋼を、歩留よく製造
することができる。しかも従来の汎用性ステンレス鋼で
ある18Ｃｒ−８Ｎｉ系ステンレスより大幅に優れた耐繰
返し酸化性を有するため、プラントの短周期の立ち上
げ、シャットダウンの繰返しによく耐え、長期の使用に
対して良好な組織安定性を示す信頼性の高い部材の製造
に役立つことができる。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 昭49−102511（ＪＰ，Ａ) 特開 昭59−182956（ＪＰ，Ａ) 特開 昭62−202056（ＪＰ，Ａ) 特開 昭62−164852（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−25545（ＪＰ，Ａ) 特開 昭62−164854（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/60
Claims (2)
- 【請求項１】 下記の成分組成を含有する耐繰返し酸化
特性に優れたステンレス鋼（成分組成はｗｔ％であ
る）。 （ａ）実質的に、 Ｃ：0.12％以下、 Ｓｉ：0.31〜1.0％ Ｍｎ：2.0％以下、 Ｐ：0.04％以下 Ｓ：0.03％以下、 Ａｌ：0.33〜3.0％、 Ｎ：0.2％以下、 Ｎｉ：10〜33％、 Ｃｒ：14％〜28％を含有し、 残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、 （ｂ）前記成分組成が下記の（１）〜（３）式を満た
す。 Ｒ＝Ｃｒ＋2（Ａｌ＋Ｓｉ）≧20.2 −−（１） α＝（1.5Ｓｉ＋3Ａｌ＋Ｃｒ）−（0.5Ｍｎ＋Ｎｉ＋30Ｃ＋30Ｎ）＜9 −−（２） σ＝3.6（1.5Ｓｉ＋3Ａｌ＋Ｃｒ）−（0.5Ｍｎ＋Ｎｉ＋30Ｃ＋30Ｎ）＜70 −−（３） - 【請求項２】 下記の成分組成を含有する耐繰返し酸化
特性に優れたステンレス鋼（成分組成はｗｔ％であ
る）。 （ａ）実質的に、 Ｃ：0.12％以下、 Ｓｉ：0.31〜1.0％ Ｍｎ：2.0％以下、 Ｐ：0.04％以下 Ｓ：0.03％以下、 Ａｌ：0.33〜3.0％、 Ｎ：0.2％以下、 Ｎｉ：10〜33％、 Ｃｒ：14％〜28％を含有し、 Ｃｅ、Ｙ、Ｌａのうち１種以上を合計含有量として0.07
％以下を含有し、 残部がＦｅおよび不可避不純物とからなり、 （ｂ）前記成分組成が下記の（１）〜（３）式を満た
す。 Ｒ＝Ｃｒ＋2（Ａｌ＋Ｓｉ）≧20.2 −−（１） α＝（1.5Ｓｉ＋3Ａｌ＋Ｃｒ）−（0.5Ｍｎ＋Ｎｉ＋30Ｃ＋30Ｎ）＜9 −−（２） σ＝3.6（1.5Ｓｉ＋3Ａｌ＋Ｃｒ）−（0.5Ｍｎ＋Ｎｉ＋30Ｃ＋30Ｎ）＜70 −−（３）
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12989494A JP3149687B2 (ja) | 1994-05-20 | 1994-05-20 | 耐繰返し酸化特性に優れたステンレス鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12989494A JP3149687B2 (ja) | 1994-05-20 | 1994-05-20 | 耐繰返し酸化特性に優れたステンレス鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07316751A JPH07316751A (ja) | 1995-12-05 |
| JP3149687B2 true JP3149687B2 (ja) | 2001-03-26 |
Family
ID=15020998
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP12989494A Expired - Fee Related JP3149687B2 (ja) | 1994-05-20 | 1994-05-20 | 耐繰返し酸化特性に優れたステンレス鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3149687B2 (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4299506B2 (ja) * | 2002-07-12 | 2009-07-22 | 日新製鋼株式会社 | ５００〜１０００℃で熱交換を行う機器用のオーステナイト系ステンレス鋼材 |
| JP5797461B2 (ja) * | 2011-06-02 | 2015-10-21 | 日本冶金工業株式会社 | ステンレス鋼およびその製造方法 |
| SG11201805206PA (en) | 2016-01-05 | 2018-07-30 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | Austenitic heat resistant alloy and method for producing the same |
-
1994
- 1994-05-20 JP JP12989494A patent/JP3149687B2/ja not_active Expired - Fee Related
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|---|---|
| JPH07316751A (ja) | 1995-12-05 |
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|---|---|---|---|
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