JP7131332B2 - Austenitic heat-resistant alloys and parts of austenitic heat-resistant alloys - Google Patents
Austenitic heat-resistant alloys and parts of austenitic heat-resistant alloys Download PDFInfo
- Publication number
- JP7131332B2 JP7131332B2 JP2018220360A JP2018220360A JP7131332B2 JP 7131332 B2 JP7131332 B2 JP 7131332B2 JP 2018220360 A JP2018220360 A JP 2018220360A JP 2018220360 A JP2018220360 A JP 2018220360A JP 7131332 B2 JP7131332 B2 JP 7131332B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- content
- austenitic heat
- resistant alloy
- desirably
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Active
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
本発明は、オーステナイト系耐熱合金及びオーステナイト系耐熱合金部品に関する。 The present invention relates to an austenitic heat-resistant alloy and an austenitic heat-resistant alloy component.
近年、環境負荷軽減の観点から発電用ボイラ等では運転条件の高温・高圧化が世界的規模で進められており、過熱器管または再熱器管の材料として使用されるオーステナイト系耐熱合金には、より優れた高温強度および耐食性を有することが求められている。特に、近年では、より優れた耐クリープ特性を有することが要求されている。 In recent years, from the viewpoint of reducing the environmental burden, the operating conditions of boilers for power generation, etc., have been raised to higher temperatures and pressures on a global scale. , to have better high temperature strength and corrosion resistance. In particular, in recent years, it is required to have better creep resistance.
また、従来フェライト系耐熱鋼が使用されていた、主蒸気管、再熱蒸気管等の大径かつ厚肉の部品においても、オーステナイト系耐熱合金の適用が検討されている。 Application of austenitic heat-resistant alloys is also being studied for large-diameter and thick-walled parts such as main steam pipes and reheat steam pipes, for which ferritic heat-resistant steel has been conventionally used.
このような技術的背景のもと、耐熱性を高めたオーステナイト系耐熱合金がこれまでにいくつか検討されている。例えば、特許文献１には、所定の条件式を充足する化学成分を含むことで好適なクリープ破断強度を有するオーステナイト系耐熱合金が開示されている。また、特許文献２には、所定の化学成分を含み、かつ、組織が粗粒組織であることにより耐熱耐圧部品の素材として有用なオーステナイト系耐熱鋼が開示されている。 Based on such a technical background, several austenitic heat-resistant alloys with improved heat resistance have been studied so far. For example, Patent Literature 1 discloses an austenitic heat-resistant alloy that has suitable creep rupture strength by containing chemical components that satisfy predetermined conditional expressions. Further, Patent Document 2 discloses an austenitic heat-resistant steel that is useful as a material for heat-resistant and pressure-resistant parts because it contains predetermined chemical components and has a coarse-grained structure.
しかしながら、特許文献１及び２に記載の方法では、耐クリープ特性と加工性とを両立することが難しかった。 However, with the methods described in Patent Documents 1 and 2, it is difficult to achieve both creep resistance and workability.
以上のように、オーステナイト系耐熱合金において、耐クリープ特性と加工性とを両立するものは存在していなかった。このような背景のもと、本発明は、耐クリープ特性と加工性とを両立するオーステナイト系耐熱合金及びオーステナイト系耐熱合金部品を提供することを課題とする。 As described above, there has been no austenitic heat-resistant alloy that satisfies both creep resistance and workability. Against this background, an object of the present invention is to provide an austenitic heat-resistant alloy and an austenitic heat-resistant alloy component that achieves both creep resistance and workability.
本発明者らは上記課題を解決するために、オーステナイト系耐熱合金の強化相であるα－Ｃｒに注目した。耐クリープ特性を向上させるためには、強化相であるα－Ｃｒを微細に析出させることが必要となるが、本発明者らはα－ＣｒがＴｉ硫化物またはＴｉ炭硫化物を核として析出することを知見した。つまり、本発明者らは、α－Ｃｒを微細に析出させるためには、Ｔｉ硫化物またはＴｉ炭硫化物を微細に析出させることが必要であることを知見した。
さらに、本発明者らは、Ｔｉ硫化物またはＴｉ炭硫化物が転位を核生成サイトとして析出していることを知見した。以上の知見から、本発明者らは、加工によって転位密度を上昇させることでＴｉ硫化物またはＴｉ炭硫化物が微細に析出し、これに伴いα－Ｃｒが微細に析出するので、耐クリープ特性を向上させることを想到した。
In order to solve the above problems, the present inventors paid attention to α-Cr, which is a strengthening phase of austenitic heat-resistant alloys. In order to improve creep resistance, it is necessary to finely precipitate α-Cr, which is a strengthening phase. I found out to do. In other words, the inventors have found that fine precipitation of Ti sulfide or Ti carbosulfide is necessary for fine precipitation of α-Cr.
Furthermore, the inventors have found that Ti sulfides or Ti carbosulfides are precipitated using dislocations as nucleation sites. Based on the above knowledge, the present inventors have found that increasing the dislocation density by working causes fine precipitation of Ti sulfide or Ti carbosulfide, which is accompanied by fine precipitation of α-Cr. It was conceived to improve
従来技術では、オーステナイト系耐熱合金にＳを多く含有させることで、耐クリープ特性の向上を図っていた。しかしながら、オーステナイト系耐熱合金にＳを多く含有させると、粒界が脆化し、好適な加工性を得られない場合があった。そのため、従来のオーステナイト系耐熱合金では、耐クリープ特性と加工性との両立が困難であった。 In the prior art, the creep resistance was improved by adding a large amount of S to the austenitic heat-resistant alloy. However, if the austenitic heat-resistant alloy contains a large amount of S, the grain boundaries become brittle, and there are cases where suitable workability cannot be obtained. Therefore, it has been difficult to achieve both creep resistance and workability in conventional austenitic heat-resistant alloys.
本発明は、上記課題を解決して、係る目的を達成するために以下の手段を採用する。 The present invention employs the following means to solve the above problems and achieve the object.
（１）本発明の第１の態様に係るオーステナイト系耐熱合金は、化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０１～０．１５％、
Ｓｉ：２．０％以下、
Ｍｎ：２．０％以下、
Ｐ：０．０４％以下、
Ｓ：０．００１０～０．０１００％、
Ｏ：０．０１％以下、
Ｎ：０．０２０％以下、
Ｃｒ：２５．０～３８．０％、
Ｎｉ：４０．０～６０．０％、
Ｗ：３．０～１０．０％、
Ｔｉ：０．０１～１．２０％、
Ａｌ：０．３０％以下、
Ｂ：０．０００１～０．０１％、
Ｚｒ：０．０００１～０．２％、
Ｃａ：０～０．０１００％、
Ｍｇ：０～０．０５００％、
ＲＥＭ：０～０．１００％、
Ｃｏ：０～１．０％、
Ｃｕ：０～１．０％、
Ｍｏ：０～１．０％、
Ｖ：０～０．５％、
Ｎｂ：０～０．５％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、転位密度３．４×１０１４ｍ－２以上、３．９×１０１５ｍ－２未満である。
（２）上記（１）に記載のオーステナイト系耐熱合金は、前記化学組成が、質量％で、
Ｃａ：０．０００１～０．０１００％、
Ｍｇ：０．０００１～０．０５００％、および
ＲＥＭ：０．０００１～０．１００％、
からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。
（３）上記（１）又は（２）に記載のオーステナイト系耐熱合金は、前記化学組成が、質量％で、
Ｃｏ：０．０１～１．０％、
Ｃｕ：０．０１～１．０％、
Ｍｏ：０．０１～１．０％、
Ｖ：０．０１～０．５％、および
Ｎｂ：０．０１～０．５％、
からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。
（４）上記（１）～（３）の何れか１態様に記載のオーステナイト系耐熱合金は、７００℃で１００時間保持した後の任意の断面におけるα－Ｃｒの個数密度が２．５個／μｍ２以上であってもよい。
（５）本発明の第２の態様に係るオーステナイト系耐熱合金部品は、上記（１）～（４）の何れか１態様に記載のオーステナイト系耐熱合金からなり、７００℃で１０００時間保持した後の任意の断面におけるα－Ｃｒの個数密度が２．６個／μｍ２以上である。
(1) The austenitic heat-resistant alloy according to the first aspect of the present invention has a chemical composition, in mass%,
C: 0.01 to 0.15%,
Si: 2.0% or less,
Mn: 2.0% or less,
P: 0.04% or less,
S: 0.0010 to 0.0100%,
O: 0.01% or less,
N: 0.020% or less,
Cr: 25.0 to 38.0%,
Ni: 40.0 to 60.0%,
W: 3.0 to 10.0%,
Ti: 0.01 to 1.20%,
Al: 0.30% or less,
B: 0.0001 to 0.01%,
Zr: 0.0001 to 0.2%,
Ca: 0 to 0.0100%,
Mg: 0-0.0500%,
REM: 0-0.100%,
Co: 0 to 1.0%,
Cu: 0-1.0%,
Mo: 0-1.0%,
V: 0 to 0.5%,
Nb: 0 to 0.5%,
Balance: Fe and impurities with a dislocation density of 3.4×10 14 m −2 or more and less than 3.9×10 15 m −2 .
(2) In the austenitic heat-resistant alloy described in (1) above, the chemical composition is, in mass %,
Ca: 0.0001 to 0.0100%,
Mg: 0.0001-0.0500%, and REM: 0.0001-0.100%,
It may contain one or more selected from the group consisting of.
(3) The austenitic heat-resistant alloy according to (1) or (2) above, wherein the chemical composition is, in mass%,
Co: 0.01 to 1.0%,
Cu: 0.01 to 1.0%,
Mo: 0.01 to 1.0%,
V: 0.01 to 0.5%, and Nb: 0.01 to 0.5%,
It may contain one or more selected from the group consisting of
(4) The austenitic heat-resistant alloy according to any one of the above (1) to (3) has a number density of α-Cr in an arbitrary cross section after holding at 700 ° C. for 100 hours. It may be μm 2 or more.
(5) An austenitic heat-resistant alloy part according to a second aspect of the present invention is made of the austenitic heat-resistant alloy according to any one aspect of (1) to (4) above, and is maintained at 700° C. for 1000 hours. The number density of α-Cr in any cross section of is 2.6 pieces/μm 2 or more.
本発明によれば、耐クリープ特性と加工性とを両立するオーステナイト系耐熱合金及びオーステナイト系耐熱合金部品を提供することが可能である。 According to the present invention, it is possible to provide an austenitic heat-resistant alloy and an austenitic heat-resistant alloy component that achieve both creep resistance and workability.
以下に、本発明について説明する。
まず、本発明に係るオーステナイト系耐熱合金の化学組成の限定理由を述べる。なお、組成についての％の表記は、特に断りが無い限り質量％を意味する。
The present invention will be described below.
First, the reasons for limiting the chemical composition of the austenitic heat-resistant alloy according to the present invention will be described. In addition, the description of % about a composition means the mass % unless there is particular notice.
＜化学組成＞
＜Ｃ：０．０１～０．１５％＞
Ｃは、オーステナイトを安定にするとともに粒界に微細な炭化物を形成し、高温でのクリープ強度を向上させる。この効果を十分に得るためには、０．０１％以上のＣ含有量が必要である。しかしながら、Ｃが過剰に含有された場合には、炭化物が粗大となり、かつ多量に析出するので、粒界の延性が低下し、さらに、靱性およびクリープ強度の低下も生じる。したがって、上限を設け、Ｃの含有量を０．０１～０．１５％とする。Ｃ含有量は０．０３％以上であるのが望ましく、０．０４％以上であるのがより望ましく、０．０５％以上であるのがさらに望ましい。また、Ｃ含有量は０．１２％以下であるのが望ましく、０．１０％以下であるのがより望ましい。
<Chemical composition>
<C: 0.01 to 0.15%>
C stabilizes austenite, forms fine carbides at grain boundaries, and improves creep strength at high temperatures. In order to sufficiently obtain this effect, a C content of 0.01% or more is required. However, when C is contained excessively, carbides become coarse and precipitate in large amounts, resulting in a decrease in ductility of grain boundaries and a decrease in toughness and creep strength. Therefore, an upper limit is set and the content of C is set to 0.01 to 0.15%. The C content is desirably 0.03% or more, more desirably 0.04% or more, and even more desirably 0.05% or more. Also, the C content is desirably 0.12% or less, more desirably 0.10% or less.
＜Ｓｉ：２．０％以下＞
Ｓｉは、脱酸作用を有するとともに、高温での耐食性および耐酸化性の向上に有効な元素である。しかしながら、Ｓｉが過剰に含有された場合にはオーステナイトの安定性が低下して、靱性およびクリープ強度の低下を招く。そのため、Ｓｉの含有量に上限を設けて２．０％以下とする。Ｓｉ含有量は１．６％以下であるのが望ましく、１．２％以下であるのがより望ましい。
<Si: 2.0% or less>
Si is an element that has a deoxidizing effect and is effective in improving corrosion resistance and oxidation resistance at high temperatures. However, when Si is contained excessively, the stability of austenite is lowered, resulting in a decrease in toughness and creep strength. Therefore, the upper limit of the Si content is set to 2.0% or less. The Si content is desirably 1.6% or less, more desirably 1.2% or less.
なお、Ｓｉの含有量について特に下限を設ける必要はないが、極端に低減させると脱酸効果が十分に得られず合金の清浄性が劣化するとともに、高温での耐食性および耐酸化性の向上効果が得難くなり、製造コストも大きく上昇する。そのため、Ｓｉ含有量は０．０２％以上であるのが望ましく、０．０５％以上であるのがより望ましい。 It is not necessary to set a lower limit for the Si content, but if it is extremely reduced, the deoxidizing effect cannot be obtained sufficiently, and the cleanliness of the alloy deteriorates, and the effect of improving corrosion resistance and oxidation resistance at high temperatures. becomes difficult to obtain, and the manufacturing cost rises greatly. Therefore, the Si content is desirably 0.02% or more, and more desirably 0.05% or more.
＜Ｍｎ：２．０％以下＞
Ｍｎは、Ｓｉと同様、脱酸作用を有する。Ｍｎは、オーステナイトの安定化にも寄与する。しかしながら、Ｍｎの含有量が過剰になると脆化を招き、さらに、靱性およびクリープ延性の低下も生じる。そのため、Ｍｎの含有量に上限を設けて２．０％以下とする。Ｍｎの含有量は１．５％以下であるのが望ましく、１．０％以下であるのがより望ましく、０．８％以下であるのがさらに望ましい。
<Mn: 2.0% or less>
Mn, like Si, has a deoxidizing effect. Mn also contributes to stabilization of austenite. However, excessive Mn content leads to embrittlement and also to a decrease in toughness and creep ductility. Therefore, the upper limit of the Mn content is set to 2.0% or less. The Mn content is desirably 1.5% or less, more desirably 1.0% or less, and even more desirably 0.8% or less.
＜Ｐ：０．０４％以下＞
Ｐは、不純物として合金中に含まれ、多量に含まれる場合には、加工性および溶接性を著しく低下させ、さらに、長時間使用後のクリープ延性も低下させる。そのため、Ｐの含有量に上限を設けて０．０４％以下とする。Ｐの含有量は、０．０３％以下であるのが望ましく、０．０２％以下であるのがより望ましい。
<P: 0.04% or less>
P is contained in the alloy as an impurity, and when contained in a large amount, significantly deteriorates workability and weldability, and also reduces creep ductility after long-term use. Therefore, the upper limit of the P content is set to 0.04% or less. The P content is desirably 0.03% or less, more desirably 0.02% or less.
なお、Ｐの含有量は可能な限り低減することが好ましいが、極度の低減は製造コストの増大を招く。そのため、Ｐ含有量は０．０００５％以上であるのが望ましく、０．０００８％以上であるのがより望ましい。 Although it is preferable to reduce the P content as much as possible, excessive reduction causes an increase in manufacturing cost. Therefore, the P content is desirably 0.0005% or more, and more desirably 0.0008% or more.
＜Ｓ：０．００１０～０．０１００％＞
Ｓは、Ｐと同様に不純物として合金中に含まれ、多量に含まれる場合には、加工性および溶接性を著しく低下させ、さらに、長時間使用後のクリープ延性も低下させる。そのため、Ｓの含有量に上限を設けて０．０１００％以下とする。Ｓの含有量は、０．００８０％以下であるのが望ましく、０．００５０％以下であるのがより望ましい。
<S: 0.0010 to 0.0100%>
Like P, S is contained in the alloy as an impurity, and when contained in a large amount, significantly reduces workability and weldability, and also reduces creep ductility after long-term use. Therefore, the upper limit of the S content is set to 0.0100% or less. The S content is desirably 0.0080% or less, more desirably 0.0050% or less.
なお、Ｓの含有量は可能な限り低減することが好ましいが、極度の低減は製造コストの増大を招く。そのため、Ｓ含有量は０．００１０％以上とし、０．０００８％以上であるのがより望ましい。 Although it is preferable to reduce the S content as much as possible, excessive reduction leads to an increase in manufacturing cost. Therefore, the S content is 0.0010% or more, and more preferably 0.0008% or more.
＜Ｏ：０．０１％以下＞
Ｏ（酸素）は、不純物として合金中に含まれ、その含有量が過剰になると熱間加工性が低下し、さらに靱性および延性の劣化を招く。このため、Ｏの含有量に上限を設けて０．０１％以下とする。Ｏの含有量は０．００８％以下であるのが望ましく、０．００５％以下であるのがより望ましい。
<O: 0.01% or less>
O (oxygen) is contained in the alloy as an impurity, and when the content becomes excessive, the hot workability is lowered, and toughness and ductility are deteriorated. Therefore, the upper limit of the O content is set to 0.01% or less. The O content is desirably 0.008% or less, more desirably 0.005% or less.
なお、Ｏの含有量について特に下限を設ける必要はないが、極端な低減は製造コストの上昇を招く。そのため、Ｏ含有量は０．０００５％以上であるのが望ましく、０．０００８％以上であるのがより望ましい。 Although it is not necessary to set a lower limit for the O content, an extreme reduction will lead to an increase in manufacturing costs. Therefore, the O content is desirably 0.0005% or more, and more desirably 0.0008% or more.
＜Ｎ：０．０２０％以下＞
Ｎは、オーステナイトを安定にするのに有効な元素であるものの、過剰に含有されると、高温での使用中に多量の微細窒化物が粒内に析出してクリープ延性および靱性の低下を招く。そのため、Ｎの含有量に上限を設けて０．０２０％以下とする。Ｎの含有量は０．０１８％以下であるのが望ましく、０．０１５％以下であるのがより望ましい。
<N: 0.020% or less>
N is an effective element for stabilizing austenite, but when it is contained in excess, a large amount of fine nitrides precipitate in grains during use at high temperatures, resulting in a decrease in creep ductility and toughness. . Therefore, the upper limit of the N content is set to 0.020% or less. The N content is desirably 0.018% or less, more desirably 0.015% or less.
なお、Ｎの含有量について特に下限を設ける必要はないが、極端に低減させるとオーステナイトを安定にする効果が得難くなり、製造コストも大きく上昇する。そのため、Ｎ含有量は０．０００５％以上であるのが望ましく、０．０００８％以上であるのがより望ましい。 Although it is not necessary to set a lower limit for the N content, if the N content is extremely reduced, it becomes difficult to obtain the effect of stabilizing austenite, and the manufacturing cost rises greatly. Therefore, the N content is desirably 0.0005% or more, and more desirably 0.0008% or more.
＜Ｃｒ：２５．０～３８．０％＞
Ｃｒは、高温での耐酸化性および耐食性の確保のために必須の元素である。本発明のＮｉ含有量の範囲で、上記の効果を得るためには、２５．０％以上のＣｒ含有量が必要である。しかしながら、Ｃｒの含有量が３８．０％を超えると、高温でのオーステナイトの安定性が劣化してクリープ強度の低下を招く。したがって、Ｃｒの含有量を２５．０～３８．０％とする。Ｃｒ含有量は２５．５％以上であるのが望ましく、２６％以上であるのがより望ましい。また、Ｃｒ含有量は３７．５％以下であるのが望ましく、３７％以下であるのがより望ましい。
<Cr: 25.0 to 38.0%>
Cr is an essential element for ensuring oxidation resistance and corrosion resistance at high temperatures. Within the Ni content range of the present invention, a Cr content of 25.0% or more is required in order to obtain the above effect. However, when the Cr content exceeds 38.0%, the stability of austenite at high temperatures deteriorates, leading to a decrease in creep strength. Therefore, the Cr content is set to 25.0 to 38.0%. The Cr content is desirably 25.5% or more, more desirably 26% or more. Also, the Cr content is desirably 37.5% or less, more desirably 37% or less.
＜Ｎｉ：４０．０～６０．０％＞
Ｎｉは、オーステナイトを得るために有効な元素であり、長時間使用時の組織安定性を確保するために必須の元素である。さらにＮｉはＡｌまたはＴｉと結合して微細な金属間化合物相を形成し、クリープ強度を高める作用を有する。本発明のＣｒ含有量の範囲で十分な効果を得るためには、４０．０％以上のＮｉ含有量が必要である。しかしながら、Ｎｉは高価な元素であり、多量に含有させるとコストの増大を招く。そのため、上限を設けて、Ｎｉの含有量を４０．０～６０．０％とする。Ｎｉ含有量は４１．０％以上であるのが望ましく、４３．０％以上であるのがより望ましい。また、Ｎｉ含有量は５９．０％以下であるのが望ましく、５８．０％以下であるのがより望ましい。
<Ni: 40.0 to 60.0%>
Ni is an effective element for obtaining austenite, and an essential element for ensuring structural stability during long-term use. Furthermore, Ni combines with Al or Ti to form a fine intermetallic compound phase, and has the effect of increasing the creep strength. In order to obtain a sufficient effect within the Cr content range of the present invention, a Ni content of 40.0% or more is required. However, Ni is an expensive element, and a large amount of Ni causes an increase in cost. Therefore, an upper limit is set for the Ni content to be 40.0 to 60.0%. The Ni content is desirably 41.0% or more, more desirably 43.0% or more. Also, the Ni content is desirably 59.0% or less, more desirably 58.0% or less.
＜Ｗ：３．０～１０．０％＞
Ｗは、マトリックスに固溶して固溶強化元素としてクリープ破断強度の向上に寄与するばかりでなく、Ｆｅ２Ｗ型のＬａｖｅｓ相またはＦｅ７Ｗ６型のμ相として析出し、クリープ破断強度を大幅に向上させる極めて重要な元素である。さらに、Ｗは、２５．０～３８．０％のＣｒを含有する本発明において析出するα－Ｃｒ相中に固溶して、高温での長時間使用中のα－Ｃｒ相の成長粗大化を抑制し、長時間側でのクリープ破断強度の急激な低下を抑止する作用を有する。しかしながら、Ｗ含有量が３．０％以下では、前記した効果が得られない。一方、１０．０％を超える量のＷを含有させても、前記の効果が飽和してコストが嵩むだけであり、しかも、組織安定性および熱間加工性が劣化する。したがって、Ｗ含有量は３．０～１０．０％とする。
<W: 3.0 to 10.0%>
W not only dissolves in the matrix and contributes to the improvement of the creep rupture strength as a solid-solution strengthening element, but also precipitates as a Fe 2 W type Laves phase or a Fe 7 W 6 type μ phase to increase the creep rupture strength. It is an extremely important element that greatly improves Furthermore, W forms a solid solution in the α-Cr phase that precipitates in the present invention containing 25.0 to 38.0% Cr, and the α-Cr phase grows and coarsens during long-term use at high temperatures. and has the effect of suppressing a rapid decrease in creep rupture strength on the long-term side. However, when the W content is 3.0% or less, the above effects cannot be obtained. On the other hand, even if the content of W exceeds 10.0%, the above effect is saturated and the cost only increases, and the structural stability and hot workability deteriorate. Therefore, the W content should be 3.0 to 10.0%.
＜Ｔｉ：０．０１～１．２０％＞
Ｔｉは、α－Ｃｒ相の析出を促進させてクリープ破断強度を高める重要な元素である。特に、Ｔｉを後述のＺｒと複合して含有させることで、α－Ｃｒ相の析出が一層促進されて、クリープ破断強度をより高めることが可能になる。しかしながら、Ｔｉ含有量が０．０１％未満では十分な効果が得られず、一方、１．２０％を超えると熱間加工性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．０１～１．２０％とする。Ｔｉ含有量は０．１０％以上とするのが好ましく、０．２０％以上とするのがより好ましい。また、Ｔｉ含有量は０．９０％以下とするのが好ましく、０．５０％以下とするのがより好ましい。
<Ti: 0.01 to 1.20%>
Ti is an important element that promotes the precipitation of the α-Cr phase and increases the creep rupture strength. In particular, by containing Ti in combination with Zr, which will be described later, the precipitation of the α-Cr phase is further promoted, making it possible to further increase the creep rupture strength. However, if the Ti content is less than 0.01%, a sufficient effect cannot be obtained, while if it exceeds 1.20%, the hot workability deteriorates. Therefore, the Ti content should be 0.01 to 1.20%. The Ti content is preferably 0.10% or more, more preferably 0.20% or more. Also, the Ti content is preferably 0.90% or less, more preferably 0.50% or less.
＜Ａｌ：０．３０％以下＞
Ａｌは脱酸作用を有するので、合金中に添加してもよい。なお、Ａｌを多量に含有させることによって、γ’相が析出してクリープ破断強度を高めることができるが、本発明においては、適正量のＷ、ＴｉおよびＺｒを含有させ、α－Ｃｒ相とＬａｖｅｓ相等による複合析出強化でクリープ破断強度を飛躍的に高めることができるため、γ’相による強化は不要である。しかも、Ａｌ含有量が０．３０％を超えると、加工性、延性および靱性が劣化することがある。そのため、Ａｌ含有量を０．３０％以下とする。
<Al: 0.30% or less>
Since Al has a deoxidizing action, it may be added to the alloy. By containing a large amount of Al, the γ' phase precipitates and the creep rupture strength can be increased. Since the creep rupture strength can be dramatically increased by composite precipitation strengthening by the Laves phase or the like, strengthening by the γ' phase is unnecessary. Moreover, if the Al content exceeds 0.30%, workability, ductility and toughness may deteriorate. Therefore, the Al content is set to 0.30% or less.
＜Ｂ：０．０００１～０．０１％＞
Ｂは、Ｂ単体で粒界に、または炭窒化物中に存在し、高温での使用中における粒界強化による粒界すべり抑制および炭窒化物の微細分散析出促進によって、高温強度およびクリープ破断強度を向上させる作用を有する。その効果を発揮するには、０．０００１％以上の含有量が必要である。しかしながら、Ｂ含有量が０．０１％を超えると、溶接性が劣化する。したがって、Ｂ含有量は０．０１％以下とする。
<B: 0.0001 to 0.01%>
B is present alone at grain boundaries or in carbonitrides, and suppresses grain boundary sliding due to grain boundary strengthening during use at high temperatures and promotes finely dispersed precipitation of carbonitrides, resulting in high-temperature strength and creep rupture strength. It has the effect of improving A content of 0.0001% or more is necessary to exhibit the effect. However, when the B content exceeds 0.01%, the weldability deteriorates. Therefore, the B content should be 0.01% or less.
＜Ｚｒ：０．０００１～０．２％＞
Ｚｒは、Ｔｉと同様に、α－Ｃｒ相の析出を促進させてクリープ破断強度を高める重要な元素である。特に、Ｚｒを上述のＴｉと複合して含有することで、α－Ｃｒ相の析出が一層促進されて、クリープ破断強度をより高めることが可能になる。しかしながら、Ｚｒ含有量が０．０００１％未満では十分な効果が得られず、一方、０．２％を超えると熱間加工性が低下する。したがって、Ｚｒ含有量は０．０００１～０．２％とする。Ｚｒ含有量は０．０１％以上であるのが好ましい。また、Ｚｒ含有量は０．１％以下であるのが好ましく、０．０５％以下であるのがより好ましい。
<Zr: 0.0001 to 0.2%>
Zr, like Ti, is an important element that promotes the precipitation of the α-Cr phase and increases the creep rupture strength. In particular, by containing Zr in combination with the above-mentioned Ti, the precipitation of the α-Cr phase is further promoted, making it possible to further increase the creep rupture strength. However, if the Zr content is less than 0.0001%, a sufficient effect cannot be obtained, while if it exceeds 0.2%, the hot workability deteriorates. Therefore, the Zr content should be 0.0001 to 0.2%. The Zr content is preferably 0.01% or more. Also, the Zr content is preferably 0.1% or less, more preferably 0.05% or less.
＜Ｃａ：０～０．０１００％＞
Ｃａは、熱間加工性を阻害するＳを硫化物として固定して熱間加工性を改善する作用を有するので、この効果を得るためにＣａを含有させてもよい。しかしながら、Ｃａ含有量が０．０１００％を超えると、清浄性が低下し、かえって熱間加工性および延性が損なわれる。したがって、含有させる場合のＣａの量は０．０１００％以下とする。一方、上記の効果を確実に得るためには、Ｃａ含有量は０．０００１％以上とするのが好ましい。
<Ca: 0 to 0.0100%>
Ca has the effect of fixing S, which inhibits hot workability, as a sulfide to improve hot workability, so Ca may be contained in order to obtain this effect. However, when the Ca content exceeds 0.0100%, detergency is lowered, and rather hot workability and ductility are impaired. Therefore, when Ca is contained, the amount of Ca should be 0.0100% or less. On the other hand, in order to reliably obtain the above effects, the Ca content is preferably 0.0001% or more.
＜Ｍｇ：０～０．０５００％＞
Ｍｇは、合金中に不可避的に含有されるＳを硫化物として固定して熱間加工性を改善する作用を有するので、この効果を得るためにＭｇを含有させてもよい。しかしながら、Ｍｇ含有量が０．０５００％を超えると、清浄性が低下し、かえって熱間加工性および延性が損なわれる。したがって、含有させる場合のＭｇの量は０．０５００％以下とする。一方、上記の効果を確実に得るためには、Ｍｇ含有量は０．０００１％以上とするのが好ましい。
<Mg: 0 to 0.0500%>
Mg has the effect of fixing S, which is unavoidably contained in the alloy, as sulfide to improve hot workability. Therefore, Mg may be contained in order to obtain this effect. However, when the Mg content exceeds 0.0500%, detergency is lowered, and hot workability and ductility are impaired. Therefore, the amount of Mg contained is 0.0500% or less. On the other hand, in order to reliably obtain the above effects, the Mg content is preferably 0.0001% or more.
＜ＲＥＭ：０～０．１００％＞
ＲＥＭは、Ｓを硫化物として固定して熱間加工性を改善する作用を有する。また、ＲＥＭには、鋼表面のＣｒ２Ｏ３保護皮膜の密着性を改善し、特に、繰り返し酸化時の耐酸化性を改善する作用、さらには、粒界強化に寄与して、クリープ破断強度およびクリープ破断延性を向上させる作用もある。しかしながら、ＲＥＭ含有量が０．１００％を超えると、酸化物などの介在物が多くなり加工性および溶接性が損なわれる。したがって、含有させる場合のＲＥＭの量は０．１００％以下とする。一方、上記の効果を確実に得るためには、ＲＥＭ含有量は０．０００５％以上とするのが好ましく、０．００１％以上とするのがより好ましく、０．００２％以上とするのがさらに好ましい。
<REM: 0 to 0.100%>
REM has the effect of fixing S as a sulfide to improve hot workability. In addition, REM has the effect of improving the adhesion of the Cr 2 O 3 protective coating on the steel surface, and in particular, the action of improving the oxidation resistance during repeated oxidation. It also has the effect of improving creep rupture ductility. However, when the REM content exceeds 0.100%, inclusions such as oxides increase, impairing workability and weldability. Therefore, the amount of REM when it is contained is set to 0.100% or less. On the other hand, in order to reliably obtain the above effect, the REM content is preferably 0.0005% or more, more preferably 0.001% or more, and further preferably 0.002% or more. preferable.
＜Ｃｏ：０～１．０％＞
Ｃｏは、Ｎｉと同様にオーステナイト組織を安定にする作用を有するとともに、クリープ破断強度の向上にも寄与する元素であるので、前記の効果を得るためにＣｏを含有させてもよい。しかしながら、１．０％を超えてＣｏを含有させても上記の効果が飽和してコストが嵩むばかりであり、しかも、熱間加工性も低下する。したがって、Ｃｏ含有量は１．０％以下とする。一方、前記したＣｏのオーステナイト組織を安定にする効果およびクリープ破断強度の向上効果を確実に得るためには、Ｃｏ含有量を０．０５％以上とすることが好ましい。
<Co: 0 to 1.0%>
Like Ni, Co has the effect of stabilizing the austenite structure and contributes to the improvement of the creep rupture strength, so Co may be contained in order to obtain the above effect. However, even if the Co content exceeds 1.0%, the above effect is saturated and the cost only increases, and the hot workability also deteriorates. Therefore, the Co content should be 1.0% or less. On the other hand, in order to reliably obtain the effect of stabilizing the austenite structure and the effect of improving the creep rupture strength of Co, the Co content is preferably 0.05% or more.
＜Ｃｕ：０～１．０％＞
Ｃｕは、クリープ強度を向上させる作用を有する。すなわち、Ｃｕは、ＮｉおよびＣｏと同様オーステナイト生成元素であり、相安定性を高めてクリープ強度の向上に寄与する。したがって、Ｃｕを含有させても良い。しかしながら、Ｃｕが過剰に含有された場合には熱間加工性の低下を招く。したがって、Ｃｕを含有させる場合には、その含有量を１．０％以下とする。Ｃｕ含有量は０．８％以下であるのが望ましい。
<Cu: 0 to 1.0%>
Cu has the effect of improving the creep strength. That is, Cu, like Ni and Co, is an austenite-forming element and contributes to the improvement of creep strength by enhancing phase stability. Therefore, Cu may be contained. However, when Cu is contained excessively, the hot workability is deteriorated. Therefore, when Cu is contained, the content is made 1.0% or less. The Cu content is desirably 0.8% or less.
＜Ｍｏ：０～１．０％＞
Ｍｏは、マトリックスに固溶して、固溶強化元素としてクリープ破断強度の向上に寄与する元素として、Ｗと同等の作用を有するので、この効果を得るためにＭｏを含有させてもよい。一方、ＷとＣｒとを含む合金にＭｏが複合して含まれている場合には、長時間使用した際にσ相が析出することがあり、このため、クリープ破断強度、延性および靱性の低下をきたすことがあることが判明した。よって、Ｍｏ含有量を１．０％以下とする。なお、Ｍｏ含有量は０．２％未満に制限することが好ましい。
<Mo: 0 to 1.0%>
Mo is an element that dissolves in the matrix and contributes to improving the creep rupture strength as a solid-solution strengthening element, and has an effect equivalent to that of W. Therefore, Mo may be contained in order to obtain this effect. On the other hand, when Mo is contained in combination with an alloy containing W and Cr, the σ phase may precipitate when used for a long time, resulting in a decrease in creep rupture strength, ductility and toughness. It was found that Therefore, the Mo content is set to 1.0% or less. Note that the Mo content is preferably limited to less than 0.2%.
＜Ｖ：０～０．５％＞
Ｖは、クリープ強度を向上させる作用を有する。すなわち、Ｖは、ＣまたはＮと結合して微細な炭化物または炭窒化物を形成し、クリープ強度を向上させる作用を有する。このため、Ｖを含有させても良い。しかしながら、Ｖが過剰に含有された場合、炭化物または炭窒化物として多量に析出し、クリープ延性の低下を招く。したがって、Ｖを含有させる場合には、その含有量を０．５％以下とする。Ｖ含有量は０．４％以下であるのが望ましい。
<V: 0 to 0.5%>
V has the effect of improving the creep strength. That is, V combines with C or N to form fine carbides or carbonitrides, and has the effect of improving the creep strength. Therefore, V may be contained. However, when V is contained excessively, a large amount of V precipitates as carbides or carbonitrides, resulting in deterioration of creep ductility. Therefore, when V is contained, the content is made 0.5% or less. The V content is desirably 0.4% or less.
＜Ｎｂ：０～０．５％＞
Ｎｂは、炭窒化物を形成して高温強度およびクリープ破断強度を向上させるとともに結晶粒を微細化して延性を向上させる作用を有する。このため、これらの効果を得るためにＮｂを含有させてもよい。しかしながら、Ｎｂ含有量が０．５％を超えると、熱間加工性および靱性が低下する。したがって、含有させる場合のＮｂの量は０．５％以下とする。一方、上記の効果を確実に得るためには、Ｎｂ含有量は０．０５％以上とするのが好ましく、０．１％以上とするのがより好ましい。
<Nb: 0 to 0.5%>
Nb has the effect of forming carbonitrides to improve high-temperature strength and creep rupture strength, as well as refining crystal grains to improve ductility. Therefore, Nb may be contained in order to obtain these effects. However, when the Nb content exceeds 0.5%, the hot workability and toughness deteriorate. Therefore, the amount of Nb when it is contained is set to 0.5% or less. On the other hand, in order to reliably obtain the above effect, the Nb content is preferably 0.05% or more, more preferably 0.1% or more.
＜残部及び不純物＞
本発明のオーステナイト系耐熱合金の化学組成において、残部はＦｅおよび不純物である。ここで「不純物」とは、合金を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、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。
<Remainder and Impurities>
In the chemical composition of the austenitic heat-resistant alloy of the present invention, the balance is Fe and impurities. Here, the term "impurities" refers to components mixed in by various factors in raw materials such as ores, scraps, etc., and in the manufacturing process when industrially manufacturing alloys, and is allowed within a range that does not adversely affect the present invention. means something
＜転位密度＞
本発明のオーステナイト系耐熱合金の転位密度は、３．４×１０１４ｍ－２以上、３．９×１０１５ｍ－２未満である。この転位密度を有することにより、Ｔｉ硫化物またはＴｉ炭硫化物が微細に析出し、これに伴いα－Ｃｒが微細に析出するので、耐クリープ特性が好適である。より具体的には、転位密度が上述の範囲にあることで、クリープ破断強度が１４０ＭＰａ以上、クリープ破断伸びが１０％以上となり、好ましいためである。
オーステナイト系耐熱合金の転位密度の下限は、好ましくは３．４×１０１４ｍ－２であり、より好ましくは、１．２×１０１５ｍ－２である。オーステナイト系耐熱合金の転位密度の上限は、好ましくは３．４×１０１５ｍ－２であり、より好ましくは、２．３×１０１５ｍ－２である。
<Dislocation density>
The dislocation density of the austenitic heat-resistant alloy of the present invention is 3.4×10 14 m −2 or more and less than 3.9×10 15 m −2 . With this dislocation density, Ti sulfides or Ti carbosulfides are finely precipitated, accompanied by fine precipitations of α-Cr, so the creep resistance is favorable. More specifically, when the dislocation density is within the above range, the creep rupture strength is 140 MPa or more and the creep rupture elongation is 10% or more, which is preferable.
The lower limit of the dislocation density of the austenitic heat resistant alloy is preferably 3.4×10 14 m −2 and more preferably 1.2×10 15 m −2 . The upper limit of the dislocation density of the austenitic heat resistant alloy is preferably 3.4×10 15 m −2 and more preferably 2.3×10 15 m −2 .
従来のオーステナイト系耐熱合金では、製造方法の最終工程において、１１００～１２５０℃の範囲内の温度に加熱保持した後冷却する最終熱処理が施されていた。このような最終熱処理が施される場合には、原子の拡散によって多くの転位が消滅するため、本発明のオーステナイト系耐熱合金の転位密度よりも低い転位密度となる。
一方、本発明のオーステナイト系耐熱合金では、従来行われていた最終熱処理工程を行わないため、上述の転位密度を得ることができる。
In a conventional austenitic heat-resistant alloy, in the final step of the manufacturing method, a final heat treatment was performed by heating and holding at a temperature within the range of 1100 to 1250° C. and then cooling. When such a final heat treatment is performed, many dislocations disappear due to diffusion of atoms, resulting in a dislocation density lower than that of the austenitic heat-resistant alloy of the present invention.
On the other hand, in the austenitic heat-resistant alloy of the present invention, the above-mentioned dislocation density can be obtained because the conventional final heat treatment process is not performed.
＜転位密度の測定方法＞
転位密度は、Ｃｏ管球を用いてＸＲＤにより試料表面をθ－２θ測定し、得られたＸ線回折データから｛１１１｝、｛２００｝、｛２２０｝および｛３１１｝面のＬｏｒｅｎｔｚ関数近似によって回折ピークの角度、半値幅、回折強度を求め、Ｍｏｄｉｆｉｅｄ Ｗｉｌｌｉａｍｓｏｎ－Ｈａｌｌの式およびＭｏｄｉｆｉｅｄ Ｗａｒｒｅｎ－Ａｖｅｒｂａｃｈの式より算出することができる。
<Method for measuring dislocation density>
The dislocation density was measured by θ-2θ on the sample surface by XRD using a Co tube. It can be calculated from the modified Williamson-Hall formula and the modified Warren-Averbach formula by obtaining the diffraction peak angle, half width and diffraction intensity.
＜７００℃１００時間熱処理後のα－Ｃｒの個数密度＞
本発明のオーステナイト系耐熱合金は、７００℃で１００時間熱処理（時効処理）した際に、任意の断面を観察したときのα－Ｃｒの個数密度が２．５個／μｍ２以上であることが好ましい。オーステナイト系耐熱合金の強化相であるα－Ｃｒの個数密度が上述の範囲にあることにより、好適な耐クリープ特性が得られるため好ましい。
本発明のオーステナイト系耐熱合金は、転位密度が３．４×１０１４ｍ－２以上、３．９×１０１５ｍ－２未満であることにより、Ｔｉ硫化物またはＴｉ炭硫化物が微細に析出する。これにより、Ｔｉ硫化物またはＴｉ炭硫化物を核として析出するα－Ｃｒも微細に析出するため、７００℃で１００時間熱処理した際に、任意の断面を観察したときのα－Ｃｒの個数密度が２．５個／μｍ２以上を実現することができる。
<Number density of α-Cr after heat treatment at 700°C for 100 hours>
When the austenitic heat-resistant alloy of the present invention is heat-treated (aged) at 700° C. for 100 hours, the number density of α-Cr when observing an arbitrary cross section is 2.5/μm 2 or more. preferable. When the number density of α-Cr, which is the strengthening phase of the austenitic heat-resistant alloy, is within the above range, favorable creep resistance can be obtained, which is preferable.
The austenitic heat-resistant alloy of the present invention has a dislocation density of 3.4×10 14 m −2 or more and less than 3.9×10 15 m −2 , so that Ti sulfide or Ti carbosulfide precipitates finely. do. As a result, α-Cr that precipitates with Ti sulfides or Ti carbosulfides as nuclei also precipitates finely, so when an arbitrary cross section is observed after heat treatment at 700 ° C. for 100 hours is 2.5/μm 2 or more.
＜α－Ｃｒの個数密度の測定方法＞
α－Ｃｒの個数密度は次の方法で測定した。つまり、鏡面研磨した試料の断面を走査電子顕微鏡で反射電子像を撮影して測定した。加速電圧１５ｋＶ、倍率７５００倍で観察し、取得した画像を二値化して粒子解析で個数密度を得た。無作為に選択した５視野から個数密度の値を取得し、その平均値をα－Ｃｒの個数密度とした。なお、二値化する際に、面積が０．００６μｍ２以下の範囲はノイズとして処理した。
<Method for measuring number density of α-Cr>
The number density of α-Cr was measured by the following method. That is, the cross-section of the mirror-polished sample was measured by taking a reflected electron image with a scanning electron microscope. Observation was performed at an acceleration voltage of 15 kV and a magnification of 7500 times, and the obtained image was binarized to obtain the number density by particle analysis. Number density values were obtained from five randomly selected fields of view, and the average value was taken as the number density of α-Cr. In the binarization, the area of 0.006 μm 2 or less was treated as noise.
＜オーステナイト系耐熱合金部品＞
本発明のオーステナイト系耐熱合金部品は、本発明のオーステナイト系耐熱合金からなる。
<Austenitic heat-resistant alloy parts>
The austenitic heat-resistant alloy component of the present invention is made of the austenitic heat-resistant alloy of the present invention.
＜７００℃１０００時間熱処理後のα－Ｃｒの個数密度＞
本発明のオーステナイト系耐熱合金部品は、７００℃で１０００時間熱処理（保持）した際に、任意の断面を観察したときのα－Ｃｒの個数密度が２．６個／μｍ２以上である。
本発明のオーステナイト系耐熱合金部品では、７００℃で１０００時間熱処理した際のα－Ｃｒの個数密度が上述の範囲であることにより、優れた耐クリープ特性を得ることができる。
<Number density of α-Cr after heat treatment at 700°C for 1000 hours>
The austenitic heat-resistant alloy part of the present invention has a number density of α-Cr of 2.6/μm 2 or more when an arbitrary cross section is observed after heat treatment (holding) at 700° C. for 1000 hours.
In the austenitic heat-resistant alloy part of the present invention, when the number density of α-Cr is within the above range when heat-treated at 700° C. for 1000 hours, excellent creep resistance can be obtained.
＜オーステナイト系耐熱合金の製造方法＞
上述のように、本発明のオーステナイト系耐熱合金を素材とすることによって、耐クリープ特性と加工性とを両立するオーステナイト系耐熱合金を得ることができる。本発明の耐熱耐圧部材は、例えば以下の工程によって製造することが可能であるが、これに制限されるものではない。
<Method for producing austenitic heat-resistant alloy>
As described above, by using the austenitic heat-resistant alloy of the present invention as a raw material, it is possible to obtain an austenitic heat-resistant alloy that has both creep resistance and workability. The heat-resistant and pressure-resistant member of the present invention can be manufactured, for example, by the following steps, but is not limited thereto.
＜加工工程＞
本発明のオーステナイト系耐熱合金の製造方法には、転位密度を３．４×１０１４ｍ－２以上、３．９×１０１５ｍ－２未満とするために、加工工程が含まれる。本発明における加工工程は、冷間加工である。
<Processing process>
The method for producing the austenitic heat-resistant alloy of the present invention includes a working step in order to set the dislocation density to 3.4×10 14 m −2 or more and less than 3.9×10 15 m −2 . The working process in the present invention is cold working.
＜冷間加工＞
加工工程を冷間加工により行う場合、断面減少率を１．０～１２．０％とすればよく、それ以外の条件は特に限定されない。断面減少率を１．０～１２．０％とすることにより、転位密度を３．４×１０１４ｍ－２以上、３．９×１０１５ｍ－２未満とすることができる。
<Cold working>
When the working process is performed by cold working, the cross-sectional reduction rate may be 1.0 to 12.0%, and other conditions are not particularly limited. By setting the cross-sectional reduction rate to 1.0 to 12.0%, the dislocation density can be set to 3.4×10 14 m −2 or more and less than 3.9×10 15 m −2 .
上述したように、本発明のオーステナイト系耐熱合金の製造方法では、従来行われていた最終熱処理工程を行わない。そのため、所定の転位密度を得ることができる。 As described above, in the method for producing an austenitic heat-resistant alloy according to the present invention, the conventional final heat treatment step is not performed. Therefore, a predetermined dislocation density can be obtained.
以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。 EXAMPLES The present invention will be described in more detail with reference to examples below, but the present invention is not limited to these examples.
表１に示す化学組成を有する供試合金１～９を、高周波真空溶解炉を用いて溶製し、インゴットを得た。なお、表１の数値は質量％を表す。 Test alloys 1 to 9 having chemical compositions shown in Table 1 were melted using a high-frequency vacuum melting furnace to obtain ingots. In addition, the numerical value of Table 1 represents mass %.
インゴットに対して、熱間での鍛造および圧延による成形を行った後、熱処理（１２００℃、１０分）および水冷を実施した。その後、転位を導入するため表２に記載の断面減少率で冷間加工を行うことにより、板材を得た。この板材に対して、下記のクリープ試験を実施した。 The ingots were formed by hot forging and rolling, followed by heat treatment (1200° C., 10 minutes) and water cooling. After that, cold working was performed at the cross-sectional reduction rate shown in Table 2 to introduce dislocations, thereby obtaining a sheet material. The following creep test was performed on this plate material.
＜クリープ破断試験＞
上記の工程で得た各板材の一部を用いて、厚さ方向中心部から、長手方向に平行に、直径が６ｍｍで標点距離が３０ｍｍの丸棒引張試験片を機械加工により作製し、クリープ破断試験を実施した。クリープ破断試験は６５０～７５０℃において種々の応力で試験を行い、Ｌａｒｓｏｎ－Ｍｉｌｌｅｒパラメータ法を用いて７００℃、１０，０００時間のクリープ破断強度を求めた。１４０ＭＰａ以上のものを合格とした。
また、７００℃、１３０ＭＰａのクリープ破断試験を実施し、破断伸びを測定した。１０．０％以上のものを合格とした。
<Creep rupture test>
Using a part of each plate material obtained in the above process, a round bar tensile test piece with a diameter of 6 mm and a gauge length of 30 mm was machined from the center in the thickness direction parallel to the longitudinal direction, A creep rupture test was performed. The creep rupture test was conducted at 650 to 750°C under various stresses, and the creep rupture strength at 700°C for 10,000 hours was determined using the Larson-Miller parameter method. Those with a pressure of 140 MPa or more were regarded as acceptable.
Also, a creep rupture test was conducted at 700° C. and 130 MPa to measure the rupture elongation. 10.0% or more was made into the pass.
＜７００℃１００時間熱処理後のα－Ｃｒの個数密度＞
上述の板材に対して、７００℃１００時間の熱処理を行い、α－Ｃｒの個数密度を測定した。
α－Ｃｒの個数密度は次の方法で測定した。つまり、鏡面研磨した試料の断面を走査電子顕微鏡で反射電子像を撮影して測定した。加速電圧１５ｋＶ、倍率７５００倍で観察し、取得した画像を二値化して粒子解析で個数密度を得た。無作為に選択した５視野から個数密度の値を取得し、その平均値をα－Ｃｒの個数密度とした。なお、二値化する際に、面積が０．００６μｍ２以下の範囲はノイズとして処理した。
<Number density of α-Cr after heat treatment at 700°C for 100 hours>
The above plate material was subjected to heat treatment at 700° C. for 100 hours, and the number density of α-Cr was measured.
The number density of α-Cr was measured by the following method. That is, the cross-section of the mirror-polished sample was measured by taking a reflected electron image with a scanning electron microscope. Observation was performed at an acceleration voltage of 15 kV and a magnification of 7500 times, and the obtained image was binarized to obtain the number density by particle analysis. Number density values were obtained from five randomly selected fields of view, and the average value was taken as the number density of α-Cr. In the binarization, the area of 0.006 μm 2 or less was treated as noise.
＜７００℃１０００時間熱処理後のα－Ｃｒの個数密度＞
上述の板材に対して、７００℃１０００時間の熱処理を行い、α－Ｃｒの個数密度を測定した。α－Ｃｒの個数密度の測定は上述と同様の方法により測定した。
結果を表２に示した。
<Number density of α-Cr after heat treatment at 700°C for 1000 hours>
The above plate material was subjected to heat treatment at 700° C. for 1000 hours, and the number density of α-Cr was measured. The α-Cr number density was measured by the same method as described above.
Table 2 shows the results.
表２に記載したように、断面減少率が１．０～１２．０％の冷間加工を行ったオーステナイト系耐熱合金は本発明の転位密度の条件を充足していたので、好適なクリープ破断強度及びクリープ破断伸びの結果を示した。また、α－Ｃｒの個数密度も所定の範囲内であった。
一方、断面減少率が１．０％未満又は１２．０％超の冷間加工を行ったオーステナイト系耐熱合金は、本発明の転位密度の条件を充足しなかったため、クリープ破断強度又はクリープ破断伸びのいずれかが不合格であった。
なお、表２には記載していないが、各発明例の加工性を調べたところ、いずれの発明例も好適な加工性を示した。
As shown in Table 2, the cold-worked austenitic heat-resistant alloys with a cross-sectional reduction rate of 1.0 to 12.0% satisfied the dislocation density conditions of the present invention, and were therefore suitable for creep rupture. Results of strength and creep rupture elongation are given. Also, the number density of α-Cr was within a predetermined range.
On the other hand, the cold-worked austenitic heat-resistant alloy with a cross-sectional reduction rate of less than 1.0% or more than 12.0% did not satisfy the dislocation density conditions of the present invention. was unsuccessful.
Although not shown in Table 2, when the workability of each invention example was examined, all the invention examples showed suitable workability.
本発明のオーステナイト系耐熱合金及びオーステナイト系耐熱合金部品は、耐クリープ特性と加工性とを両立するため、高温環境下で使用されるボイラ及び化学プラント等の装置用材料として好適に用いることができる。 INDUSTRIAL APPLICABILITY The austenitic heat-resistant alloy and the austenitic heat-resistant alloy part of the present invention can be suitably used as materials for equipment such as boilers and chemical plants used in high-temperature environments because they have both creep resistance and workability. .
Claims (5)
Ｃ：０．０１～０．１５％、
Ｓｉ：２．０％以下、
Ｍｎ：２．０％以下、
Ｐ：０．０４％以下、
Ｓ：０．００１０～０．０１００％、
Ｏ：０．０１％以下、
Ｎ：０．０２０％以下、
Ｃｒ：２５．０～３８．０％、
Ｎｉ：４０．０～６０．０％、
Ｗ：３．０～１０．０％、
Ｔｉ：０．０１～１．２０％、
Ａｌ：０．３０％以下、
Ｂ：０．０００１～０．０１％、
Ｚｒ：０．０００１～０．２％、
Ｃａ：０～０．０１００％、
Ｍｇ：０～０．０５００％、
ＲＥＭ：０～０．１００％、
Ｃｏ：０～１．０％、
Ｃｕ：０～１．０％、
Ｍｏ：０～１．０％、
Ｖ：０～０．５％、
Ｎｂ：０～０．５％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、転位密度３．４×１０１４ｍ－２以上、３．９×１０１５ｍ－２未満である
ことを特徴とするオーステナイト系耐熱合金。 The chemical composition, in mass %,
C: 0.01 to 0.15%,
Si: 2.0% or less,
Mn: 2.0% or less,
P: 0.04% or less,
S: 0.0010 to 0.0100%,
O: 0.01% or less,
N: 0.020% or less,
Cr: 25.0 to 38.0%,
Ni: 40.0 to 60.0%,
W: 3.0 to 10.0%,
Ti: 0.01 to 1.20%,
Al: 0.30% or less,
B: 0.0001 to 0.01%,
Zr: 0.0001 to 0.2%,
Ca: 0 to 0.0100%,
Mg: 0-0.0500%,
REM: 0-0.100%,
Co: 0 to 1.0%,
Cu: 0-1.0%,
Mo: 0-1.0%,
V: 0 to 0.5%,
Nb: 0 to 0.5%,
Balance: Fe and impurities, an austenitic heat-resistant alloy characterized by having a dislocation density of 3.4×10 14 m −2 or more and less than 3.9×10 15 m −2 .
Ｃａ：０．０００１～０．０１００％、
Ｍｇ：０．０００１～０．０５００％、および
ＲＥＭ：０．０００１～０．１００％、
からなる群から選択される１種以上を含有する
ことを特徴とする請求項１に記載のオーステナイト系耐熱合金。 The chemical composition, in mass %,
Ca: 0.0001 to 0.0100%,
Mg: 0.0001-0.0500%, and REM: 0.0001-0.100%,
2. The austenitic heat-resistant alloy according to claim 1, containing at least one selected from the group consisting of:
Ｃｏ：０．０１～１．０％、
Ｃｕ：０．０１～１．０％、
Ｍｏ：０．０１～１．０％、
Ｖ：０．０１～０．５％、および
Ｎｂ：０．０１～０．５％、
からなる群から選択される１種以上を含有する
ことを特徴とする請求項１または請求項２に記載のオーステナイト系耐熱合金。 The chemical composition, in mass %,
Co: 0.01 to 1.0%,
Cu: 0.01 to 1.0%,
Mo: 0.01 to 1.0%,
V: 0.01 to 0.5%, and Nb: 0.01 to 0.5%,
3. The austenitic heat-resistant alloy according to claim 1, containing at least one selected from the group consisting of:
７００℃で１０００時間保持した後の任意の断面におけるα－Ｃｒの個数密度が２．６個／μｍ２以上であることを特徴とするオーステナイト系耐熱合金部品。 Made of the austenitic heat-resistant alloy according to any one of claims 1 to 4,
An austenitic heat-resistant alloy part having a number density of α-Cr of 2.6 pieces/μm 2 or more in an arbitrary cross section after holding at 700° C. for 1000 hours.
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2018220360A JP7131332B2 (en) | 2018-11-26 | 2018-11-26 | Austenitic heat-resistant alloys and parts of austenitic heat-resistant alloys |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2018220360A JP7131332B2 (en) | 2018-11-26 | 2018-11-26 | Austenitic heat-resistant alloys and parts of austenitic heat-resistant alloys |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2020084265A JP2020084265A (en) | 2020-06-04 |
| JP7131332B2 true JP7131332B2 (en) | 2022-09-06 |
Family
ID=70906627
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2018220360A Active JP7131332B2 (en) | 2018-11-26 | 2018-11-26 | Austenitic heat-resistant alloys and parts of austenitic heat-resistant alloys |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP7131332B2 (en) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP7256374B2 (en) * | 2019-03-28 | 2023-04-12 | 日本製鉄株式会社 | Austenitic heat-resistant alloy member |
Citations (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US20030198567A1 (en) | 2002-04-17 | 2003-10-23 | Atsuro Iseda | Austenitic stainless steel excellent in high temperature strength and corrosion resistance, heat resistant pressurized parts, and the manufacturing method thereof |
| WO2009154161A1 (en) | 2008-06-16 | 2009-12-23 | 住友金属工業株式会社 | Heat-resistant austenitic alloy, heat-resistant pressure-resistant member comprising the alloy, and process for producing the same |
| JP2011214141A (en) | 2010-03-19 | 2011-10-27 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Method for manufacturing high cr-high ni alloy pipe, and high cr-high ni alloy |
| JP2014145109A (en) | 2013-01-29 | 2014-08-14 | Nippon Steel & Sumitomo Metal | Austenitic heat resistant alloy member and austenitic heat resistant alloy raw material |
| JP2016037664A (en) | 2014-08-06 | 2016-03-22 | 新日鐵住金株式会社 | Austenitic heat resistant alloy member |
| JP2017088933A (en) | 2015-11-05 | 2017-05-25 | 新日鐵住金株式会社 | Austenitic heat resistant alloy and manufacturing method therefor |
| JP2017179478A (en) | 2016-03-30 | 2017-10-05 | 新日鐵住金株式会社 | Austenitic heat resistant alloy member and manufacturing method therefor |
-
2018
- 2018-11-26 JP JP2018220360A patent/JP7131332B2/en active Active
Patent Citations (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US20030198567A1 (en) | 2002-04-17 | 2003-10-23 | Atsuro Iseda | Austenitic stainless steel excellent in high temperature strength and corrosion resistance, heat resistant pressurized parts, and the manufacturing method thereof |
| WO2009154161A1 (en) | 2008-06-16 | 2009-12-23 | 住友金属工業株式会社 | Heat-resistant austenitic alloy, heat-resistant pressure-resistant member comprising the alloy, and process for producing the same |
| JP2011214141A (en) | 2010-03-19 | 2011-10-27 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Method for manufacturing high cr-high ni alloy pipe, and high cr-high ni alloy |
| JP2014145109A (en) | 2013-01-29 | 2014-08-14 | Nippon Steel & Sumitomo Metal | Austenitic heat resistant alloy member and austenitic heat resistant alloy raw material |
| JP2016037664A (en) | 2014-08-06 | 2016-03-22 | 新日鐵住金株式会社 | Austenitic heat resistant alloy member |
| JP2017088933A (en) | 2015-11-05 | 2017-05-25 | 新日鐵住金株式会社 | Austenitic heat resistant alloy and manufacturing method therefor |
| JP2017179478A (en) | 2016-03-30 | 2017-10-05 | 新日鐵住金株式会社 | Austenitic heat resistant alloy member and manufacturing method therefor |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2020084265A (en) | 2020-06-04 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP6705508B2 (en) | NiCrFe alloy | |
| JP6819700B2 (en) | Ni-based heat-resistant alloy member and its manufacturing method | |
| JP6904359B2 (en) | Austenitic stainless steel | |
| KR20050044557A (en) | Super-austenitic stainless steel | |
| JP6201724B2 (en) | Ni-base heat-resistant alloy member and Ni-base heat-resistant alloy material | |
| JP6816779B2 (en) | Austenitic heat-resistant alloy member and its manufacturing method | |
| JP6520546B2 (en) | Austenitic heat-resistant alloy member and method of manufacturing the same | |
| JP2019189889A (en) | Austenitic stainless steel | |
| JP6160787B2 (en) | Thin plate and manufacturing method thereof | |
| JP2017088957A (en) | Austenitic heat resistant steel | |
| JP6772735B2 (en) | Ni-based heat-resistant alloy member and its manufacturing method | |
| JP7131332B2 (en) | Austenitic heat-resistant alloys and parts of austenitic heat-resistant alloys | |
| JP6690359B2 (en) | Austenitic heat-resistant alloy member and method for manufacturing the same | |
| JP6747207B2 (en) | Ni-based heat-resistant alloy member | |
| JP6736964B2 (en) | Austenitic heat resistant alloy material | |
| JP6780233B2 (en) | Austenitic heat-resistant alloy and its manufacturing method | |
| JP7333327B2 (en) | new duplex stainless steel | |
| JP6825514B2 (en) | Austenitic heat resistant alloy member | |
| JP6848483B2 (en) | Ni heat resistant alloy member | |
| JP6690499B2 (en) | Austenitic stainless steel sheet and method for producing the same | |
| JP7256374B2 (en) | Austenitic heat-resistant alloy member | |
| JP6787246B2 (en) | Alloy original plate for heat-resistant parts, alloy plate for heat-resistant parts, and gasket for exhaust system parts of engine | |
| RU76647U1 (en) | SHAFT (OPTIONS) | |
| JP7421054B2 (en) | Austenitic heat-resistant alloy parts | |
| JP7136325B2 (en) | Ferritic heat-resistant steel |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20210707 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20220720 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20220726 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20220808 |
|
| R151 | Written notification of patent or utility model registration |
Ref document number: 7131332 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R151 |