JPH0123544B2 - - Google Patents
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Description
本発明は優れた高温脆化特性、高温腐食特性、
溶接性をもつオーステナイト系耐熱合金に係わる
ものである。 1974年オイルシヨツク以後原油等燃料の高騰に
より電力の発電コストに占める燃料費の割合が大
きくなり、その後米国では火力発電用タービンの
高温、高圧化が計画されている。我国では米国よ
りも燃料が高価であるので、米国よりさらに高
温、高圧化に進むものと考えられる。高温、高圧
化によつて得られるブラントの効率の上昇分は、
例えば蒸気温度を現状の538℃から650℃に高め、
蒸気圧力を3500psigから5000psigまで高めた場合
約７％であるといわれている。このような蒸気条
件で使用できるボイラー用耐熱合金の開発が進め
られている。 蒸気温度650℃の場合ボイラーのメタル温度は
720℃付近になるが、この使用温度に耐えうる耐
熱材料は従来のSUS347，SUS316，SUS310など
のオーステナイトステンレス鋼では不十分でさら
に高強度のものが必要になる。また従来のオース
テイトステンレス鋼例えばSUS347やSUS316で
は常温の耐食性を中心に考えて開発されてきたの
で、高温の使用に耐えうるものに化学成分的な検
討を加え、高温強度、高温腐食性、溶接性などの
点においてボイラー用材料に必要な性能を具備す
る耐熱合金を開発する必要がある。 なお、このような用途に対する技術として特開
昭52―149213号公報記載の鋼が提案されている
が、該材料はNiが6.8〜20％と比較的低く含有さ
れているものであり、そのため耐熱オーステナイ
ト鋼の高温長時間脆化特性に対し悪影響を及ぼす
σ相が生成され易く、この点で前記目的を十分に
解決するに到つていない。 本発明はこのような情況にかんがみ、種々の実
験事実を総合的に判断した結果全く新規な成分の
耐熱合金を開発することに成功し、本発明をなし
たものである。即ち本発明は重量パーセントで
C0.02〜0.15％、Si0.3〜2.0％、Mn0.3〜1.5％、
Cr18〜25％、Ni20.5〜50％、Mo0.5〜3.0％、
Ti0.03〜0.3％、Nb0.05〜0.6％、B0.003〜0.01％、
N0.3％以下を含有し、P0.04％以下，S0.005％以
下に制限し、かつNbとTiの割合Nb／Tiが原子
比で0.5〜３であり、（Nb＋Ti）／（Ｃ＋Ｎ）の
原子比が0.2〜0.85であつて残部鉄および不可避
不純物からなることを特徴とするオーステナイト
系耐熱合金である。 以下に本発明を詳細に説明する。 先ずＣの成分限定理由について述べると、炭化
物の形状や分布はクリープ破断強さや破断伸びに
大きな影響を与えるので、Ｃ量はCr，Mo，Ti，
Ｂ，Nbとクリープ特性に効果的な、炭化物を形
成するに必要な量を最少限添加する必要がある。
一方溶接時高温割れを防止するためにはＣ量をで
きる限り下げる必要がある。以上の観点からＣの
下限を0.02％、望ましくは0.05％、上限を0.15％
と定めた。 次にSiの成分範囲を0.3〜2.0％と定めたのは次
のような実験に基づくものである。第１図は
C0.08％、Mn1.0％、Crを16％（図中〇印）19％
（図中●印）および22％（図中◎印）の３水準に
しNi35％、Mo1.5％、Ti0.2％、Nb0.2％、
B0.005％、P0.02％、S0.002％以下の成分を有す
る合金についてSiを変化させて、650℃，200hr人
工灰中で高温腐食試験を行つた結果を示したもの
であつて、同図に示すように、Siを増すと高温腐
食量を著しく減少することが判つた。しかしなが
ら一方第１図と同一成分系の合金を３水準のCr
量即ち16％（〇印），19％（●印），22％（◎印）
に分けてそれぞれSi％を変化させて700℃のクリ
ープ破断時間を調べた。その結果高温クリープ強
さは第２図に示すようにCr量に関係なくSiを高
めると低減することがわかる。 以上第１図および第２図の知見から、Si量は耐
高温腐食性の点から添加する必要があり、
SUS347程度の耐高温腐食性を維持するためには
少なくとも0.3％以上、望ましくは0.4％以上添加
する必要があるが、Si量が多過ぎるとクリープ破
断強さが減少するので、SUS347以上の高温クリ
ープ破断強さを維持するためにはSi量を2.0％以
下にすることが必要である。これらの理由によつ
てSi量の下限を0.3％、上限を2.0％とした。 なお、Siの上限は1.5％を超えても耐高温腐食
性の向上はそれ程顕著でないので望ましくは1.5
％以下とする。 Mnは脱酸を十分行い、健全な鋳塊を得るため
に必要で、鋼中に不純物として含有されるＳ成分
を固定し、熱間脆性を防止し、溶接性・熱間加工
性を向上させるので0.3％以上、望ましくは0.8％
以上は必要である。しかし添加量が多過ぎると耐
酸化性を損うので上限を1.5％、望ましくは1.3％
とした。 Crは高温クリープ強度、耐高温酸化性などを
向上させるので、耐熱合金にとつては必須の元素
である。SUS347と同等以上の耐高温酸化性が必
要なので、Cr量の下限をSUS347のCr量と同量の
18％とした。しかしCr量が多いと長時間加熱に
よりσ脆化が起こり易くなる。 25Cr―20Niオーステナイトステンレス鋼、
SUS310以上のσ脆化特性を確保するためにCr量
の上限を25％とした。 Niは鋼に10％以上添加すると体心立方構造の
鋼を面心立方構造の鋼に変えるので、安定した高
温強度を確保する上で欠かせない元素であるが、
ボイラーなど高温で長時間使用される高Cr系耐
熱鋼に起こるσ脆化を抑制するためには20.5％以
上、望ましくは24％以上添加する必要がある。し
かしNi量が多くオーステナイトが安定になると、
加工硬化が起こり易く熱間加工性が劣化する。ま
たコストの面でもNi量が多くなると高価になる。
以上の理由によりNiの上限を50％とした。 Moは固溶体硬化作用や析出硬化作用によつて
クリープ破断強さを高めるのに必要な元素である
ので添加量の下限を0.5％、望ましくは1.4％とし
た。しかしMoはσ相の形成を促進し、長時間脆
化を起こし易く、更に高温での耐食性を悪くする
ので添加量の上限を3.0％、望ましくは2.5％とし
た。 Ti，Nbは炭、窒化物形成元素でクリープ破断
特性の改善に効果があることは従来認められてい
るが、TiとNbの割合に関し本発明者らは従来の
知見とは異る新たな知見を得た。すなわち第３図
はSi量を２水準即ち0.5％Si（〇）及び2.0％Si（●）
と変えた0.1％Ｃ，1.0％Mn，20％Cr，25％Ni，
1.4％Mo，0.005％Ｂ，0.02％Ｐ，0.003％Ｓの成
分の合金でTi：Nbの原子比を種種変化させて、
750℃、12kgf／mm2のクリープ破断時間を調べた
ものであるが、同図に示すようにNb／Tiの原子
比が３まではNbの割合が多くなるに従つてクリ
ープ破断強さが強くなる。これはたとえば特公昭
50―3967号公報に示された従来の知見でNb／Ti
の原子比が１：１の時クリープ強さが最も強くな
るとされているのとは異なり、NbとTiの割合に
おいて原子比で３まではNbの割合が多いほどク
リープ破断強さが強くなることを示している。第
３図の結果からNb／Tiの原子比においてNbの
割合が少なくなることはクリープ強さを低下させ
るので、Nb量は原子比でTi量の１／２以上、望ま しくは１以上必要である。また同図からも判るよ
うにNb量を原子比で３を超えて添加してもクリ
ープ強さの増加は期待できない。したがつてNb
量は原子比でTi量の３倍以下に制限する必要が
ある。 またTi，NbはＣ或いはＣとＮの析出物を作る
ことによりクリープ特性を改善しているので、
Nb，Tiの適正添加量はＣ量或いはＣ，Ｎ量との
関係（Nb＋Ti）／（Ｃ＋Ｎ）によつて決まる。
しかしＣ量或いはＣ，Ｎ量のみを変えてもクリー
プ強さは変化するので、Nb，Ti量と共にＣ量或
いはＣ，Ｎ量を変えて（Nb＋Ti）／（Ｃ＋Ｎ）
との関係を調べても、原子比の効果とＣ或いは
Ｃ，Ｎの効果が重畳して、強さに及ぼす（Nb＋
Ti）／（Ｃ＋Ｎ）の影響をは握することは困難
である。本発明者らはこの点に注目しＣ量或いは
Ｃ，Ｎ量を一定にし、Nb，Tiのみを変化させる
ことによつて（Nb＋Ti）／（Ｃ＋Ｎ）の原子比
を変え、クリープ破断特性に及ぼす影響を明らか
にしようと試みた。 第４図はＮを２水準即ち0.05％（〇印）及び
0.005％（●印）と変えた0.1％Ｃ，0.5％Si，1.0％
Mn，20％Cr，25％Ni，1.0％Mo，0.005％Ｂ，
0.02％Ｐ，0.003％Ｓの合金について（Nb＋
Ti）／（Ｃ＋Ｎ）の原子比を種々変化させて750
℃、12Kgｆ／mm2のクリープ破断時間を調べたもの
であるが、上記成分系において（Nb＋Ti）／
（Ｃ＋Ｎ）の原子比は0.2〜0.85とすることが必要
であることが判つた。すなわち（Nb＋Ti）／
（Ｃ＋Ｎ）の原子比が0.85より大きくなると、
Nb，Tiを含む析出物が粗大化し易く、クリープ
破断特性の改善効果が劣化する0.2未満ではNb，
Tiの効果が現わない。したがつてＣとＮ量を一
定とした場合、（Nb＋Ti）の添加限度は（Nb＋
Ti）／（Ｃ＋Ｎ）の値が0.2〜0.85の範囲にあり、
また前述の如く、NbとTiの割合はNb／Tiが原
子比で0.5〜３、望ましくは１〜３であることが
必要である。 以上の点を考慮してNbの上限を0.6％、望まし
くは0.5％、Tiの上限を0.3％、望ましくは0.25％
とした。またTi，Nbがクリープ特性に有効に作
用するためにはTiは0.03％以上、望ましくは0.05
％以上、Nbは0.05％以上、望ましくは0.06％以上
存在することが必要である。 Ｂはクリープ強さを高めるのに0.003％以上は
必要であるが添加量が多いと溶接性および延性が
劣化するので添加量の上限を0.010％、望ましく
は0.007％とした。 Ｐは添加量が多いとクリープ中析出を促進しク
リープ中脆化を促進させるので上限を0.04％とし
た。 Ｓも粒界に偏析しクリープ中粒界の脆化を促進
させるので上限を0.005％とした。 Ｎは高Cr、高Ni系オーステナイト合金の高温
クリープ破断強さを高めることが知られている。 したがつて、本発明の耐熱合金においても、ク
リープ破断強さの要求に応じてＮを添加すること
ができる。Ｎは窒化物の成形によりクリープ破断
強さを高めるが、窒化物による効果を現わすため
にはＮ量を0.02％以上、望ましくは0.05％以上に
する必要がある。しかしＮ量が増加するとクリー
プ破断伸びが減少し、またＮ量が0.3％を超えて
も長時間のクリープ破断強さの増加は少ない。し
たがつてＮ量の上限を0.3とした。 次に本発明の効果を実施例についてさらに具体
的に述べる。 第１、に供試合金の化学組成、750℃、12Kg
ｆ／mm2の応力でのクリープ破断時間、破断伸び、
（Nb＋Ti）／（Ｃ＋Ｎ）の原子比，Nb／Tiの原
子比を示す。第１表に示す各合金のうち、Ｅ，
Ｆ，Ｋ，Ｌ，Ｏ，Ｐ，Ｑ，Ｒ，Ｔ，Ｕ，Ｗ，Ｘ，
Ｚ，A′，B′は本発明合金、Ａ，Ｂ，Ｃ，Ｄ，Ｇ，
Ｈ，Ｉ，Ｊ，Ｍ，Ｎ，Ｓ，Ｖ，Ｙは比較合金であ
る。Ａ合金はSUS347相当材、Ｂ合金はSUS304
相当材である。Ｃ合金は25Ni―20Crを基本成分
にしたものでTi，Nb，Ｂ，Ｎを添加しないも
の、Ｄ合金はＢ，Ｎを添加しないものである。Ｅ
合金はＮを添加せずTi，Nb，Ｂを添加した本発
明合金で（Nb＋Ti）／（Ｃ＋Ｎ）の原子比0.5，
Nb／Tiの原子比を1.0としたもので、この合金の
クリープ破断強さはＡ，Ｂ，Ｃ、およびＤ合金よ
り強く、Nb，Ti，Ｂがクリープ強さを高くして
いる。Ｆ合金はＥ合金にＮを添加した本発明合金
であるが0.06％のＮ添加によりクリープ破断強さ
がＥ合金より強くなる。Ｇ合金は本発明合金に比
べてＣ量が上限を超えたもので、クリープ破断強
さがＦ合金に比べると低下する。またクリープ破
断伸びも減少する。Ｈ合金はSiが上限を超えたも
のであるが、Siが高くなるとクリープ破断強さが
著しく減少する。Ｉ合金はCrが上限を超えたも
ので、Niも29.6％と若干高くしてあるが、クリー
プ破断強さは本発明合金Ｆより低い。Cr量が25
％を超えると炭化物やσ相などの金属間化合物に
よるクリープ破断特性の劣化が起こる。Ｊ，Ｋ，
Ｌ，Ｍ合金はNb／Tiの原子比をそれぞれ0.25，
0.5，3.0，4.0とし、Ｎ添加なしで、（Nb＋Ti）／
（Ｃ＋Ｎ）の原子比が0.23〜0.58の範囲にあるも
のであるが、Nb／Tiの原子比が本発明の上限３
を超え例えば4.0になるとＭ合金のようにクリー
プ破断強さと共にクリープ破断伸びも劣化する。
またこの比が本発明の下限0.5より小さいＪ合金
もクリープ破断強さは弱い。Ｎ，Ｏ，Ｐ合金は窒
素を添加したもので（Nb＋Ti）／（Ｃ＋Ｎ）の
原子比が0.33〜0.38の範囲でNb／Tiの原子比を
0.25，0.5，3.0と変えたものである。Nb／Tiの原
子比が0.25のＮ合金はこの比が0.5，3.0の本発明
合金Ｏ，Ｐよりクリープ強さが弱い。Ｑ，Ｒ，Ｓ
およびＷ，Ｘ，Ｙ，合金はＮを添加した場合と、
Ｎを添加しないそれぞれについてNb／Tiの原子
比を0.8〜1.1とし、（Nb＋Ti）／（Ｃ＋Ｎ）の原
子比を0.20〜0.91の範囲でそれぞれ３水準変化し
たものであるが、（Nb＋Ti）／（Ｃ＋Ｎ）の原
子比が0.91のＳ合金，0.90のＹ合金はこの原子比
が0.2〜0.85の範囲にある本発明のＱ，Ｒ合金お
よびＷ，Ｘ合金よりクリープ強さと共に破断伸び
も劣化する。Ｔ，Ｕ，Ｖ合金はＮを0.107，
0.302，0.389％と変化したもので、Ｎ量が0.0048
％、0.060％の本発明合金EFと比較してもＮ量を
増すとクリープ強さは強くなる。しかし本発明の
上限0.3％を超えたＶ合金はクリープ破断強さの
増加は少なく、伸びの減少が著しい。A′，B′合
金はNiの下限から上限にまたがるものであるが、
Ni量が著しく変化してもTi，Nb，Ｂ，Ｎなどが
クリープ強さを高くしていると推察される。 以上のように本発明合金は超超臨界圧用ボイラ
ー用鋼として従来の耐熱ステンレス鋼SUS347，
SUS304など或いは高Niステンレス鋼より高温ク
リープ破断強さが強く、耐食性が溶接性なども十
分考慮されたものでありボイラー用材料として優
れた特性をもつ合金である。
溶接性をもつオーステナイト系耐熱合金に係わる
ものである。 1974年オイルシヨツク以後原油等燃料の高騰に
より電力の発電コストに占める燃料費の割合が大
きくなり、その後米国では火力発電用タービンの
高温、高圧化が計画されている。我国では米国よ
りも燃料が高価であるので、米国よりさらに高
温、高圧化に進むものと考えられる。高温、高圧
化によつて得られるブラントの効率の上昇分は、
例えば蒸気温度を現状の538℃から650℃に高め、
蒸気圧力を3500psigから5000psigまで高めた場合
約７％であるといわれている。このような蒸気条
件で使用できるボイラー用耐熱合金の開発が進め
られている。 蒸気温度650℃の場合ボイラーのメタル温度は
720℃付近になるが、この使用温度に耐えうる耐
熱材料は従来のSUS347，SUS316，SUS310など
のオーステナイトステンレス鋼では不十分でさら
に高強度のものが必要になる。また従来のオース
テイトステンレス鋼例えばSUS347やSUS316で
は常温の耐食性を中心に考えて開発されてきたの
で、高温の使用に耐えうるものに化学成分的な検
討を加え、高温強度、高温腐食性、溶接性などの
点においてボイラー用材料に必要な性能を具備す
る耐熱合金を開発する必要がある。 なお、このような用途に対する技術として特開
昭52―149213号公報記載の鋼が提案されている
が、該材料はNiが6.8〜20％と比較的低く含有さ
れているものであり、そのため耐熱オーステナイ
ト鋼の高温長時間脆化特性に対し悪影響を及ぼす
σ相が生成され易く、この点で前記目的を十分に
解決するに到つていない。 本発明はこのような情況にかんがみ、種々の実
験事実を総合的に判断した結果全く新規な成分の
耐熱合金を開発することに成功し、本発明をなし
たものである。即ち本発明は重量パーセントで
C0.02〜0.15％、Si0.3〜2.0％、Mn0.3〜1.5％、
Cr18〜25％、Ni20.5〜50％、Mo0.5〜3.0％、
Ti0.03〜0.3％、Nb0.05〜0.6％、B0.003〜0.01％、
N0.3％以下を含有し、P0.04％以下，S0.005％以
下に制限し、かつNbとTiの割合Nb／Tiが原子
比で0.5〜３であり、（Nb＋Ti）／（Ｃ＋Ｎ）の
原子比が0.2〜0.85であつて残部鉄および不可避
不純物からなることを特徴とするオーステナイト
系耐熱合金である。 以下に本発明を詳細に説明する。 先ずＣの成分限定理由について述べると、炭化
物の形状や分布はクリープ破断強さや破断伸びに
大きな影響を与えるので、Ｃ量はCr，Mo，Ti，
Ｂ，Nbとクリープ特性に効果的な、炭化物を形
成するに必要な量を最少限添加する必要がある。
一方溶接時高温割れを防止するためにはＣ量をで
きる限り下げる必要がある。以上の観点からＣの
下限を0.02％、望ましくは0.05％、上限を0.15％
と定めた。 次にSiの成分範囲を0.3〜2.0％と定めたのは次
のような実験に基づくものである。第１図は
C0.08％、Mn1.0％、Crを16％（図中〇印）19％
（図中●印）および22％（図中◎印）の３水準に
しNi35％、Mo1.5％、Ti0.2％、Nb0.2％、
B0.005％、P0.02％、S0.002％以下の成分を有す
る合金についてSiを変化させて、650℃，200hr人
工灰中で高温腐食試験を行つた結果を示したもの
であつて、同図に示すように、Siを増すと高温腐
食量を著しく減少することが判つた。しかしなが
ら一方第１図と同一成分系の合金を３水準のCr
量即ち16％（〇印），19％（●印），22％（◎印）
に分けてそれぞれSi％を変化させて700℃のクリ
ープ破断時間を調べた。その結果高温クリープ強
さは第２図に示すようにCr量に関係なくSiを高
めると低減することがわかる。 以上第１図および第２図の知見から、Si量は耐
高温腐食性の点から添加する必要があり、
SUS347程度の耐高温腐食性を維持するためには
少なくとも0.3％以上、望ましくは0.4％以上添加
する必要があるが、Si量が多過ぎるとクリープ破
断強さが減少するので、SUS347以上の高温クリ
ープ破断強さを維持するためにはSi量を2.0％以
下にすることが必要である。これらの理由によつ
てSi量の下限を0.3％、上限を2.0％とした。 なお、Siの上限は1.5％を超えても耐高温腐食
性の向上はそれ程顕著でないので望ましくは1.5
％以下とする。 Mnは脱酸を十分行い、健全な鋳塊を得るため
に必要で、鋼中に不純物として含有されるＳ成分
を固定し、熱間脆性を防止し、溶接性・熱間加工
性を向上させるので0.3％以上、望ましくは0.8％
以上は必要である。しかし添加量が多過ぎると耐
酸化性を損うので上限を1.5％、望ましくは1.3％
とした。 Crは高温クリープ強度、耐高温酸化性などを
向上させるので、耐熱合金にとつては必須の元素
である。SUS347と同等以上の耐高温酸化性が必
要なので、Cr量の下限をSUS347のCr量と同量の
18％とした。しかしCr量が多いと長時間加熱に
よりσ脆化が起こり易くなる。 25Cr―20Niオーステナイトステンレス鋼、
SUS310以上のσ脆化特性を確保するためにCr量
の上限を25％とした。 Niは鋼に10％以上添加すると体心立方構造の
鋼を面心立方構造の鋼に変えるので、安定した高
温強度を確保する上で欠かせない元素であるが、
ボイラーなど高温で長時間使用される高Cr系耐
熱鋼に起こるσ脆化を抑制するためには20.5％以
上、望ましくは24％以上添加する必要がある。し
かしNi量が多くオーステナイトが安定になると、
加工硬化が起こり易く熱間加工性が劣化する。ま
たコストの面でもNi量が多くなると高価になる。
以上の理由によりNiの上限を50％とした。 Moは固溶体硬化作用や析出硬化作用によつて
クリープ破断強さを高めるのに必要な元素である
ので添加量の下限を0.5％、望ましくは1.4％とし
た。しかしMoはσ相の形成を促進し、長時間脆
化を起こし易く、更に高温での耐食性を悪くする
ので添加量の上限を3.0％、望ましくは2.5％とし
た。 Ti，Nbは炭、窒化物形成元素でクリープ破断
特性の改善に効果があることは従来認められてい
るが、TiとNbの割合に関し本発明者らは従来の
知見とは異る新たな知見を得た。すなわち第３図
はSi量を２水準即ち0.5％Si（〇）及び2.0％Si（●）
と変えた0.1％Ｃ，1.0％Mn，20％Cr，25％Ni，
1.4％Mo，0.005％Ｂ，0.02％Ｐ，0.003％Ｓの成
分の合金でTi：Nbの原子比を種種変化させて、
750℃、12kgf／mm2のクリープ破断時間を調べた
ものであるが、同図に示すようにNb／Tiの原子
比が３まではNbの割合が多くなるに従つてクリ
ープ破断強さが強くなる。これはたとえば特公昭
50―3967号公報に示された従来の知見でNb／Ti
の原子比が１：１の時クリープ強さが最も強くな
るとされているのとは異なり、NbとTiの割合に
おいて原子比で３まではNbの割合が多いほどク
リープ破断強さが強くなることを示している。第
３図の結果からNb／Tiの原子比においてNbの
割合が少なくなることはクリープ強さを低下させ
るので、Nb量は原子比でTi量の１／２以上、望ま しくは１以上必要である。また同図からも判るよ
うにNb量を原子比で３を超えて添加してもクリ
ープ強さの増加は期待できない。したがつてNb
量は原子比でTi量の３倍以下に制限する必要が
ある。 またTi，NbはＣ或いはＣとＮの析出物を作る
ことによりクリープ特性を改善しているので、
Nb，Tiの適正添加量はＣ量或いはＣ，Ｎ量との
関係（Nb＋Ti）／（Ｃ＋Ｎ）によつて決まる。
しかしＣ量或いはＣ，Ｎ量のみを変えてもクリー
プ強さは変化するので、Nb，Ti量と共にＣ量或
いはＣ，Ｎ量を変えて（Nb＋Ti）／（Ｃ＋Ｎ）
との関係を調べても、原子比の効果とＣ或いは
Ｃ，Ｎの効果が重畳して、強さに及ぼす（Nb＋
Ti）／（Ｃ＋Ｎ）の影響をは握することは困難
である。本発明者らはこの点に注目しＣ量或いは
Ｃ，Ｎ量を一定にし、Nb，Tiのみを変化させる
ことによつて（Nb＋Ti）／（Ｃ＋Ｎ）の原子比
を変え、クリープ破断特性に及ぼす影響を明らか
にしようと試みた。 第４図はＮを２水準即ち0.05％（〇印）及び
0.005％（●印）と変えた0.1％Ｃ，0.5％Si，1.0％
Mn，20％Cr，25％Ni，1.0％Mo，0.005％Ｂ，
0.02％Ｐ，0.003％Ｓの合金について（Nb＋
Ti）／（Ｃ＋Ｎ）の原子比を種々変化させて750
℃、12Kgｆ／mm2のクリープ破断時間を調べたもの
であるが、上記成分系において（Nb＋Ti）／
（Ｃ＋Ｎ）の原子比は0.2〜0.85とすることが必要
であることが判つた。すなわち（Nb＋Ti）／
（Ｃ＋Ｎ）の原子比が0.85より大きくなると、
Nb，Tiを含む析出物が粗大化し易く、クリープ
破断特性の改善効果が劣化する0.2未満ではNb，
Tiの効果が現わない。したがつてＣとＮ量を一
定とした場合、（Nb＋Ti）の添加限度は（Nb＋
Ti）／（Ｃ＋Ｎ）の値が0.2〜0.85の範囲にあり、
また前述の如く、NbとTiの割合はNb／Tiが原
子比で0.5〜３、望ましくは１〜３であることが
必要である。 以上の点を考慮してNbの上限を0.6％、望まし
くは0.5％、Tiの上限を0.3％、望ましくは0.25％
とした。またTi，Nbがクリープ特性に有効に作
用するためにはTiは0.03％以上、望ましくは0.05
％以上、Nbは0.05％以上、望ましくは0.06％以上
存在することが必要である。 Ｂはクリープ強さを高めるのに0.003％以上は
必要であるが添加量が多いと溶接性および延性が
劣化するので添加量の上限を0.010％、望ましく
は0.007％とした。 Ｐは添加量が多いとクリープ中析出を促進しク
リープ中脆化を促進させるので上限を0.04％とし
た。 Ｓも粒界に偏析しクリープ中粒界の脆化を促進
させるので上限を0.005％とした。 Ｎは高Cr、高Ni系オーステナイト合金の高温
クリープ破断強さを高めることが知られている。 したがつて、本発明の耐熱合金においても、ク
リープ破断強さの要求に応じてＮを添加すること
ができる。Ｎは窒化物の成形によりクリープ破断
強さを高めるが、窒化物による効果を現わすため
にはＮ量を0.02％以上、望ましくは0.05％以上に
する必要がある。しかしＮ量が増加するとクリー
プ破断伸びが減少し、またＮ量が0.3％を超えて
も長時間のクリープ破断強さの増加は少ない。し
たがつてＮ量の上限を0.3とした。 次に本発明の効果を実施例についてさらに具体
的に述べる。 第１、に供試合金の化学組成、750℃、12Kg
ｆ／mm2の応力でのクリープ破断時間、破断伸び、
（Nb＋Ti）／（Ｃ＋Ｎ）の原子比，Nb／Tiの原
子比を示す。第１表に示す各合金のうち、Ｅ，
Ｆ，Ｋ，Ｌ，Ｏ，Ｐ，Ｑ，Ｒ，Ｔ，Ｕ，Ｗ，Ｘ，
Ｚ，A′，B′は本発明合金、Ａ，Ｂ，Ｃ，Ｄ，Ｇ，
Ｈ，Ｉ，Ｊ，Ｍ，Ｎ，Ｓ，Ｖ，Ｙは比較合金であ
る。Ａ合金はSUS347相当材、Ｂ合金はSUS304
相当材である。Ｃ合金は25Ni―20Crを基本成分
にしたものでTi，Nb，Ｂ，Ｎを添加しないも
の、Ｄ合金はＢ，Ｎを添加しないものである。Ｅ
合金はＮを添加せずTi，Nb，Ｂを添加した本発
明合金で（Nb＋Ti）／（Ｃ＋Ｎ）の原子比0.5，
Nb／Tiの原子比を1.0としたもので、この合金の
クリープ破断強さはＡ，Ｂ，Ｃ、およびＤ合金よ
り強く、Nb，Ti，Ｂがクリープ強さを高くして
いる。Ｆ合金はＥ合金にＮを添加した本発明合金
であるが0.06％のＮ添加によりクリープ破断強さ
がＥ合金より強くなる。Ｇ合金は本発明合金に比
べてＣ量が上限を超えたもので、クリープ破断強
さがＦ合金に比べると低下する。またクリープ破
断伸びも減少する。Ｈ合金はSiが上限を超えたも
のであるが、Siが高くなるとクリープ破断強さが
著しく減少する。Ｉ合金はCrが上限を超えたも
ので、Niも29.6％と若干高くしてあるが、クリー
プ破断強さは本発明合金Ｆより低い。Cr量が25
％を超えると炭化物やσ相などの金属間化合物に
よるクリープ破断特性の劣化が起こる。Ｊ，Ｋ，
Ｌ，Ｍ合金はNb／Tiの原子比をそれぞれ0.25，
0.5，3.0，4.0とし、Ｎ添加なしで、（Nb＋Ti）／
（Ｃ＋Ｎ）の原子比が0.23〜0.58の範囲にあるも
のであるが、Nb／Tiの原子比が本発明の上限３
を超え例えば4.0になるとＭ合金のようにクリー
プ破断強さと共にクリープ破断伸びも劣化する。
またこの比が本発明の下限0.5より小さいＪ合金
もクリープ破断強さは弱い。Ｎ，Ｏ，Ｐ合金は窒
素を添加したもので（Nb＋Ti）／（Ｃ＋Ｎ）の
原子比が0.33〜0.38の範囲でNb／Tiの原子比を
0.25，0.5，3.0と変えたものである。Nb／Tiの原
子比が0.25のＮ合金はこの比が0.5，3.0の本発明
合金Ｏ，Ｐよりクリープ強さが弱い。Ｑ，Ｒ，Ｓ
およびＷ，Ｘ，Ｙ，合金はＮを添加した場合と、
Ｎを添加しないそれぞれについてNb／Tiの原子
比を0.8〜1.1とし、（Nb＋Ti）／（Ｃ＋Ｎ）の原
子比を0.20〜0.91の範囲でそれぞれ３水準変化し
たものであるが、（Nb＋Ti）／（Ｃ＋Ｎ）の原
子比が0.91のＳ合金，0.90のＹ合金はこの原子比
が0.2〜0.85の範囲にある本発明のＱ，Ｒ合金お
よびＷ，Ｘ合金よりクリープ強さと共に破断伸び
も劣化する。Ｔ，Ｕ，Ｖ合金はＮを0.107，
0.302，0.389％と変化したもので、Ｎ量が0.0048
％、0.060％の本発明合金EFと比較してもＮ量を
増すとクリープ強さは強くなる。しかし本発明の
上限0.3％を超えたＶ合金はクリープ破断強さの
増加は少なく、伸びの減少が著しい。A′，B′合
金はNiの下限から上限にまたがるものであるが、
Ni量が著しく変化してもTi，Nb，Ｂ，Ｎなどが
クリープ強さを高くしていると推察される。 以上のように本発明合金は超超臨界圧用ボイラ
ー用鋼として従来の耐熱ステンレス鋼SUS347，
SUS304など或いは高Niステンレス鋼より高温ク
リープ破断強さが強く、耐食性が溶接性なども十
分考慮されたものでありボイラー用材料として優
れた特性をもつ合金である。
【表】
Claims (1)
- １ 重量パーセントにて、C0.02〜0.15％、Si0.3
〜2.0％、Mn0.3〜1.5％、Cr18〜25％、Ni20.5〜
50％、Mo0.5〜3.0％、Ti0.03〜0.3％、Nb0.05〜
0.6％、B0.003〜0.01％、N0.3％以下を含有し、
P0.04％以下，S0.005％以下に制限し、かつNbと
Tiの割合Nb／Tiが原子比で0.5〜３であり、（Nb
＋Ti）／（Ｃ＋Ｎ）の原子比が0.2〜0.85であつ
て、残部鉄および不可避的不純物からなることを
特徴とするオーステナイト系耐熱合金。
Priority Applications (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4527883A JPS59173249A (ja) | 1983-03-19 | 1983-03-19 | オ−ステナイト系耐熱合金 |
| GB08407103A GB2138446B (en) | 1983-03-19 | 1984-03-19 | Austenitic heat-resistant alloys |
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|---|---|---|---|
| JP4527883A JPS59173249A (ja) | 1983-03-19 | 1983-03-19 | オ−ステナイト系耐熱合金 |
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