JP6839316B1 - Ni−Cr−Mo−Nb系合金 - Google Patents
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Abstract
Description
これによって、0.2%耐力を270〜400MPaに制御することが可能である。
Cは本願発明において重要な元素である。Cが0.020%を超えて高く含有すると、溶融合金の凝固時にNbと結合し、NbCを形成する。しかしながら、NbCは1150〜1220℃の温度範囲で行うのが好ましい最終焼鈍時に固溶してしまう性質がある。そのため、合金の任意の断面において、NbC粒子数は40個/mm2以下と少なくなってしまい、この現象によって熱処理時の粒成長を過度に促進してしまうため、有害な炭化物である。つまり、結晶粒径分布が粗大な方向に移行してしまい、本願発明の範囲を外れてしまう。その結果、0.2%耐力が270MPa未満と低くなってしまう。そのため、NbCの形成は極力抑制する必要がある。
Siは脱酸のために有効な元素であるため、0.02%以上は必要である。しかしながら、SiはM6C(Mは主にMo、Ni、Cr、Si)、M23C6(Mは主にCr、Mo、Fe)の形成を助長して、耐粒界腐食性を低下させる元素であるため1.0%以下に抑えなければならない。したがって、Siは0.02〜1.0%と規定した。
Mnは脱酸のために有効な元素であるため、0.02%以上は必要である。しかしながら、MnSの形成を助長し、耐孔食性を低下させる元素であるため1.0%以下とする必要がある。したがって、Mnは0.02〜1.00%と規定した。
Pは熱間加工性を低下させる元素であるため、低減することが望ましい。よって、Pは0.03%以下とした。
Sは、Pと同様は熱間加工性を低下させる元素であるとともに、MnSを形成し耐食性を低下させるため、極力低減することが望ましい。よって、Sは0.005%以下と定めた。
Crは合金の表面に不働態被膜を形成して耐食性を維持するために、とても重要な元素である。しかしながら、過剰なCrの添加はM23C6の析出を助長するために、耐食性の低下を引き起こしてしまう。したがって、Crは18.0〜24.0%と規定した。
MoはCrと同様は不働態被膜を形成して耐食性を維持するために重要な元素である。しかしながら、過剰なMoの添加はM6Cの析出を助長することによる耐食性の低下を引き起こしてしまう。したがって、Moは8.0〜10.0%と規定した。
Alは、脱酸および脱硫に重要な元素であるので、0.005%は必要となる。しかしながら、過度の添加はアルミナのクラスターを形成し、合金板表面に欠陥をもたらしてしまう危険がある。そのため、Alは0.005〜0.4%と定めた。
Tiは本願発明で極めて重要な元素である。つまり、Tiは後述するNbとともに窒素と結合し、本願発明で有益な効果を持つ(Ti,Nb)N窒化物を形成する元素である。溶融合金の凝固時に(Ti,Nb)N窒化物として形成するものであり、1150〜1220℃の温度においても、固溶せず合金中に分布して、合金の結晶粒成長を抑制する働きを持つために、結晶粒径分布を本願発明の範囲に制御することが可能となる。その結果、0.2%耐力を270〜400MPaに制御することが可能になる。すなわち、Tiが0.1%未満と低いと、(Ti,Nb)N窒化物の個数が、合金の任意の断面にて100個/mm2未満と少なくなって、結晶粒径分布が粗大な方向に移行し、0.2%耐力が低下して270MPa未満となってしまう。そのため、Tiは0.1%の含有は必要である。
NbもTiと同様に本願発明では極めて重要な元素である。すなわち、Nbは上述した通り、Tiとともに(Ti,Nb)N窒化物を形成し、熱処理時の結晶粒成長を抑える働きがある。これにより、結晶粒径分布を適正に整える効果があるので、2.5%以上の添加が必須である。また、Nbを5.0%超と多く添加すると、合金の任意の断面において1000個/mm2を超えて多く形成してしまう。これにより、結晶粒の成長が妨げられ、結晶粒径分布は細かい方向に移行し、0.2%耐力が400MPaを超えて高くなってしまう。
NはTiおよびNbと結合して、(Ti,Nb)N窒化物を形成し、上述したTiおよびNbの効果の通り、本願発明の結晶粒径分布の範囲を満たすことが可能となる。その結果、0.2%耐力を270〜400MPaに制御することが可能になる。したがって、Nは0.002〜0.02%と規定した。好ましくは、0.002〜0.017%である。さらに好ましくは、0.002〜0.014%である。
Feは製造コストを低減させるために添加されるが、過剰な添加は耐食性の低下を引き起こすため5.0%以下と規定した。
Wは強度を上げる効果があるが、過度の添加は炭化物を形成して、耐食性を低下するので0.3%以下と規定した。
Vは固溶して強度を上げる効果があるが、過度の添加は炭化物を形成して、耐食性を低下するので0.3%以下と規定した。
1150〜1220℃の熱処理時において、結晶粒を過度に成長させることを抑制する二次粒子が必要である。結晶粒を過度に成長させることを抑制するためには、最低100個/mm2が必要であり、これによって、0.2%耐力の下限値270MPaを確保することが出来る。逆に1000個/mm2を超えると0.2%耐力の値が400MPaを超えてしまう。
上記にて説明した通り、Nbは溶融合金の凝固時にCと結合しNbCを形成する。しかしながら、NbCは1150〜1220℃の熱処理時に固溶してしまう性質がある。そのため、二次粒子としては不安定な要素があるので個数分布を制御するのが困難である。したがって、結晶粒成長抑制に適用するのは困難である。
1150〜1220℃の熱処理時において、結晶粒を過度に成長させることを抑制する二次粒子が必要である。本願では、NbCは固溶してしまうために利用できないことを上記した。本願では、(Ti,Nb)N窒化物が最も効果的であることを見出した。つまり、1150〜1220℃の熱処理時において、固溶せずに安定的に含有される(Ti,Nb)N窒化物に着目した。結晶粒を過度に成長させることを抑制するためには、最低100個/mm2が必要であり、これによって、0.2%耐力の下限値270MPaを確保することが出来る。逆に1000個/mm2を超えると0.2%耐力の値が400MPaを超えてしまう。したがって、(Ti,Nb)N窒化物の個数を100〜1000個/mm2と規定した。好ましくは、110〜900個/mm2である。より好ましくは、140〜900個/mm2である。
(Ti,Nb)N窒化物中のNb量が5.0%未満の場合、凝固時に形成した(Ti,Nb)N窒化物が1150〜1220℃の熱処理を経ても大きく分布が変わらないために、比較的平均粒子径が大きくなる。つまり、同一N量であっても、(Ti,Nb)N窒化物の分散度合いが低下することから、窒化物の個数が少なくなる。これによって、結晶粒径分布は粗大な方向に移行し、0.2%耐力が低下する傾向になる。
上記の通り、(Ti,Nb)N窒化物中のNb量が5%未満の場合、凝固時に形成した(Ti,Nb)N窒化物が1150〜1220℃の熱処理を経ても大きく分布が変わらないために、比較的平均粒子径が大きくなり、3.00μmを超えてしまう。そして、同一N量であっても、(Ti,Nb)N窒化物の分散度合いが低下することから、窒化物の個数が少なくなる。これによって、結晶粒径分布は粗大な方向に移行し、0.2%耐力が低下する傾向になる。
結晶粒界は転位の移動の障害となるため、結晶粒径分布は0.2%耐力に大きく影響を及ぼす。結晶粒径が粗大である場合、一定の体積当たりの結晶粒界は少なくなるため、転位の移動は容易となる。これによって、0.2%耐力は低い値となる。一方で結晶粒径が細かい場合、一定の体積当たりの結晶粒界は多くなるため転位の移動は妨げられ、変形にはより大きな応力が必要となるため、0.2%耐力は高い値となる。なお、ここで定義する結晶粒径は双晶粒界を除く結晶粒の面積率である。
これにより、0.2%耐力を270〜400MPaに制御することが可能となる。
熱処理温度:1150〜1220℃
熱処理温度が1150℃未満と低い温度においては、結晶粒界の移動は困難であり、結晶粒成長が進まず、結晶粒径分布が細かい方向に移行するので、0.2%耐力が高くなってしまう傾向にある。
表1に記載の化学成分となるよう、電気炉にてスクラップ、Ni、Cr、Moなどの原料を溶解し、AOD(Argon Oxygen Decarburization)および/またはVOD(Vacuum Oxygen Decarburization)にて酸素吹精により脱炭を行った。その後、Alと石灰石、蛍石を投入し、溶融合金上にCaO−SiO2−Al2O3−MgO−F系スラグを形成して、脱酸、脱硫を行った。さらに、Nb、Tiを添加して、成分を整えた溶融合金を連続鋳造機にて鋳造し、厚み200mmのスラブを得た。
まず、FE−SEMに搭載されたエネルギー分散型X線 (EDS) 分析装置により、NbC炭化物であることを特定した。このように特定されたNbC炭化物の個数、粒子サイズはFE−SEMを用いて、1mm×1mmの範囲の測定により求めた。
まず、FE−SEMに搭載されたエネルギー分散型X線 (EDS) 分析装置により、NbC炭化物であることを特定した。このように特定された(Ti,Nb)N窒化物の個数、粒子サイズはFE−SEMを用いて、1mm×1mmの範囲の測定により求めた。
(Ti,Nb)N窒化物中のNb量はFE−SEMに搭載されたエネルギー分散型X線 (EDS)分析装置により、1mm×1mmの範囲の測定により求めた。
結晶粒径分布はFE−SEMに搭載された電子線後方散乱回折(EBSD)により、1000μm2の領域を10箇所測定することにより求めた。
上記の冷間圧延材を引張方向が圧延方向と垂直となる方向にて、JIS 13B号平型引張試験片を切り出し、引張試験を行い0.2%耐力を求めた。
なお、表中、本発明の独立請求項の範囲を満たさない数値には( )を、独立請求項の範囲は満たすが好ましい従属請求項の範囲を満たさない数値には[ ]をそれぞれ付してある。
発明例であるNo.1、4、7、8においては、すべて本発明の好ましい範囲を満たすことから、適切な組織となっており、引張試験による0.2%耐力は270〜400MPaの範囲を満足した。なお、※を付したNo.2、3、5、6、9、10、11、12、13は、参考例とした。
No.14の合金はC量が高く、NbCが範囲を超えて多く形成してしまった。そのため、(Ti,Nb)Nの個数が少なくなり、かつ (Ti,Nb)NのNb量が本発明の範囲から低く外れ、結晶粒径分布が粗大な方向に移行し、0.2%耐力が低く外れてしまった。
Claims (4)
- 以下質量%にて、C:0.010%以下、Si:0.02〜1.0%、Mn:0.02〜1.0%、P:0.03%以下、S:0.005%以下、Cr:18.0〜24.0%、Mo:8.0〜10.0%、Al:0.005〜0.4%、Ti:0.1〜1.0%、Fe:5.0%以下、Nb:2.5〜5.0%、N:0.002〜0.02%、およびW:0.02〜0.3%とV:0.02〜0.3%の少なくとも一方、残部Niおよび不可避的不純物から成り、
合金の任意の断面において、NbC炭化物および(Ti,Nb)N窒化物の個数の和が100〜1000個/mm2であり、前記NbC炭化物が20個/mm2以下、前記(Ti,Nb)N窒化物の個数が100〜1000個/mm2であることを特徴とするNi−Cr−Mo−Nb系合金。 - 前記(Ti,Nb)N窒化物中のNbが5.0〜40%であることを特徴とする請求項1に記載のNi−Cr−Mo−Nb系合金。
- 前記窒化物の平均粒子径が0.10〜3.00μmであることを特徴とする請求項1または2に記載のNi−Cr−Mo−Nb系合金。
- 結晶粒径において、
1μm以上かつ20μm未満が10%以下、
20μm以上かつ40μm未満が20%以下、
40μm以上かつ60μm未満が30%以下、
60μm以上かつ80μm未満が15〜40%、
80μm以上かつ100μm未満15〜40%、
100μm以上かつ120μm未満が10〜90%かつ
120μm以上が30%以下であることを特徴とする請求項1〜3のいずれかに記載のNi−Cr−Mo−Nb系合金。
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