JPH02200756A - 加工性に優れた高強度耐熱鋼 - Google Patents
加工性に優れた高強度耐熱鋼Info
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Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C30/00—Alloys containing less than 50% by weight of each constituent
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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- C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
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- C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
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- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
(産業上の利用分野)
本発明はおよそ700’C〜1150″C程度の高温環
境で優れた高温強度特性を有し、かつ、加工性に優れた
耐熱鋼番こ関するものである。
境で優れた高温強度特性を有し、かつ、加工性に優れた
耐熱鋼番こ関するものである。
(従来の技術)
化学工業用材料として従来広く使用されている11に4
0 (25Cr−2ONi耐熱鋳鋼)は、エチレンプラ
ントの分解炉管や水素製造用の改質炉管等の高温装!用
材料としても用いられているが、遠心鋳造管であるため
、細径、薄肉および長尺の管の製造が麹しく、また延性
、靭性が低いなどの問題がある。
0 (25Cr−2ONi耐熱鋳鋼)は、エチレンプラ
ントの分解炉管や水素製造用の改質炉管等の高温装!用
材料としても用いられているが、遠心鋳造管であるため
、細径、薄肉および長尺の管の製造が麹しく、また延性
、靭性が低いなどの問題がある。
−・方、鍛伸管材料としてはA11oy800H(0,
08C−20Cr−32Ni−0,4Ti−0,4^l
)が知られているが、高温強度が不充分である。
08C−20Cr−32Ni−0,4Ti−0,4^l
)が知られているが、高温強度が不充分である。
近年、特にエチレンブラ:/トにおいては、収率向上の
点より、反応温度の高温化指向が強くなってきており、
分解炉管材料の高温強度特性に対する要求が一段と強く
なっている。
点より、反応温度の高温化指向が強くなってきており、
分解炉管材料の高温強度特性に対する要求が一段と強く
なっている。
遠心鋳造管では、11に40より高強度を有する材料と
して、IP、 1lP−Nb、肝−Nh、WSBSτ等
いくつかの新U、い合金が開発されている。このような
材rlに相当する鍛伸管材料としては、ハ入テlコイX
(0,06C−21Cr−9Mo−ICo−4JfNi
) 5、インコネル617(0,06C21Cr−8,
5Mo−12Co−IAffi −残!1i)やインコ
ネル625(0,04C−21Cr−9Mo−3,5C
Nb−残Nl)のようなN1基耐熱合金の適用が名えら
れるが、高価な元素であるMoやNiを多量に含んでい
るため、経済性や加工性の点で問題がある。
して、IP、 1lP−Nb、肝−Nh、WSBSτ等
いくつかの新U、い合金が開発されている。このような
材rlに相当する鍛伸管材料としては、ハ入テlコイX
(0,06C−21Cr−9Mo−ICo−4JfNi
) 5、インコネル617(0,06C21Cr−8,
5Mo−12Co−IAffi −残!1i)やインコ
ネル625(0,04C−21Cr−9Mo−3,5C
Nb−残Nl)のようなN1基耐熱合金の適用が名えら
れるが、高価な元素であるMoやNiを多量に含んでい
るため、経済性や加工性の点で問題がある。
かかる現状にあって、各種の高温機器の反応効率の向1
や操業の安定化のために、高温強度特性に優れ、し5か
も小径長尺管の製造が回前な鍛伸管材料の開発が強く望
まれている。
や操業の安定化のために、高温強度特性に優れ、し5か
も小径長尺管の製造が回前な鍛伸管材料の開発が強く望
まれている。
(発明が解決しようとする課題)
分解炉管や改質炉■材オ゛゛1は、約700°Cから1
150゛C程度の掬めて高い温度Fで使用されるために
、高温強度、特にクリーブ破断強度に優れる材料が要求
される。このような環境下では、先に述べたように遠心
鋳造管が主に用いられているが、これは、高温強度が優
れかつ、経済性に優れているからである。し2かし、遠
心鋳造法では細径薄肉で長尺の管を製造することは困難
で、また遠心鋳造管そのものも低延性、低靭性という大
きな欠点をイ1している。
150゛C程度の掬めて高い温度Fで使用されるために
、高温強度、特にクリーブ破断強度に優れる材料が要求
される。このような環境下では、先に述べたように遠心
鋳造管が主に用いられているが、これは、高温強度が優
れかつ、経済性に優れているからである。し2かし、遠
心鋳造法では細径薄肉で長尺の管を製造することは困難
で、また遠心鋳造管そのものも低延性、低靭性という大
きな欠点をイ1している。
、F記のような遠心鋳造管材料のClはいずれも0.4
〜0.5%と高いが、これは、凝固粒界に共晶炭化物を
連続析出させることlこより高強度化をはかっているか
らである。
〜0.5%と高いが、これは、凝固粒界に共晶炭化物を
連続析出させることlこより高強度化をはかっているか
らである。
一力、鍛伸管では、製造途中で共晶戻化物組織が消失し
、最終熱処理時には過剰のCが未固溶析出物とし一ζ残
存し、何ら強化に寄与しない、換バJれば、鍛伸管材料
の場合には共晶炭化物による強化は利用できないため、
他の強化方法を考える必要がある。
、最終熱処理時には過剰のCが未固溶析出物とし一ζ残
存し、何ら強化に寄与しない、換バJれば、鍛伸管材料
の場合には共晶炭化物による強化は利用できないため、
他の強化方法を考える必要がある。
本発明者らは、先に、粒界強化元素や固溶強化元票利用
により高強度化を図った耐熱鋼鍛伸材を提案しまた(特
開昭57−23050号公報)、その耐熱鋼は、鍛伸管
材料のA11oy800tlや遠心鋳造管材料の11X
40より優れた高温強度を有し、靭性も良好でかつ、細
径薄肉長尺管の製造が可能なものであるが、7さらに高
強度化す゛るには固溶強化元素のMoやW景を増加させ
る必要がある。但し7、この場合には加工性が劣化する
と共に、紡織安定性確保のためにsi量もさらに増加さ
せる必要があり、経済性の点で問題がある。
により高強度化を図った耐熱鋼鍛伸材を提案しまた(特
開昭57−23050号公報)、その耐熱鋼は、鍛伸管
材料のA11oy800tlや遠心鋳造管材料の11X
40より優れた高温強度を有し、靭性も良好でかつ、細
径薄肉長尺管の製造が可能なものであるが、7さらに高
強度化す゛るには固溶強化元素のMoやW景を増加させ
る必要がある。但し7、この場合には加工性が劣化する
と共に、紡織安定性確保のためにsi量もさらに増加さ
せる必要があり、経済性の点で問題がある。
本発明の目的(、よ、高(面な強化元素としての!to
やW、&i!織安定化元素としてのN1を徒C増加させ
ることなく高温強度の改善をはかり、加工性と経済性に
(すれる高強度耐熱鋼を提供することにある。
やW、&i!織安定化元素としてのN1を徒C増加させ
ることなく高温強度の改善をはかり、加工性と経済性に
(すれる高強度耐熱鋼を提供することにある。
(!1題を解決するための手段)
本願の第1の発明は、下記の高強度耐熱鋼を要旨とする
。
。
を重量%で、
C,:0.05.〜0.30%7
Si: 3%以下、
Mll: 10%以下、
Cr: 15〜35%、
Nl: 15〜50%、
h: 0.001〜0.02%、
更に、1う: o、ooi 〜o、oi%とZr:0.
001〜0.10%の中の1m又は2131、 およ、びTi:0.05ヘ一1%とNb:0.1〜2%
とAl=0.05〜1%の中の1種または21ffi以
上、を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物から成
り、不純物の酸素が50ppm以下、窒素が200pp
m以下で、オーステナイト結晶粒度番号が4以下である
ことを特徴とする加工性に優れた高強度耐熱鋼」 木11の第2の発明は、上記の合金成分に加えて更KS
Mo;0.05□”3%とW:0.5〜3%の1種また
は2種(但し、MoとWの両者を含む場合はMo+1.
/2W:0.5〜3.0%)を含有する加工性に優れた
高強度耐熱鋼、を要旨とする。
001〜0.10%の中の1m又は2131、 およ、びTi:0.05ヘ一1%とNb:0.1〜2%
とAl=0.05〜1%の中の1種または21ffi以
上、を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物から成
り、不純物の酸素が50ppm以下、窒素が200pp
m以下で、オーステナイト結晶粒度番号が4以下である
ことを特徴とする加工性に優れた高強度耐熱鋼」 木11の第2の発明は、上記の合金成分に加えて更KS
Mo;0.05□”3%とW:0.5〜3%の1種また
は2種(但し、MoとWの両者を含む場合はMo+1.
/2W:0.5〜3.0%)を含有する加工性に優れた
高強度耐熱鋼、を要旨とする。
本発明の耐熱鋼は、加工性の改善と経済性の而から、特
に、強化元素として有効なMoやWの添加を避けるか、
もしくはその添加量を最小限度に抑えながら、不純物で
ある酸素の量をsoppm以下、窒素の量、t、 20
0pp−以下にそれぞれ制限し、かつオーステナイト結
晶粒度を石4以下に限定することにより、約り00℃〜
ll50℃程度の超高温下におりる優れた高温強度特性
をもたせたものである。
に、強化元素として有効なMoやWの添加を避けるか、
もしくはその添加量を最小限度に抑えながら、不純物で
ある酸素の量をsoppm以下、窒素の量、t、 20
0pp−以下にそれぞれ制限し、かつオーステナイト結
晶粒度を石4以下に限定することにより、約り00℃〜
ll50℃程度の超高温下におりる優れた高温強度特性
をもたせたものである。
以下、合金成分の種類と含を量ならびにオーステナイト
結晶粒度を上記のように定めた理由およびその作用効果
を説明する。
結晶粒度を上記のように定めた理由およびその作用効果
を説明する。
(作用)
CXl熱鋼として必要な引張強さおよびクリープ破断強
度を向」二させるのに有効な元素であり、0.05%以
上必要であるが、0.30%を趙えると固溶化熱処理時
に未固溶炭化物が残存し、高温強度の改善に寄与しなく
なる。さらに結晶粒の成長も妨げるので0.05〜0.
30%が適正含有量である。
度を向」二させるのに有効な元素であり、0.05%以
上必要であるが、0.30%を趙えると固溶化熱処理時
に未固溶炭化物が残存し、高温強度の改善に寄与しなく
なる。さらに結晶粒の成長も妨げるので0.05〜0.
30%が適正含有量である。
Sト脱酸元素として必要であるが、さらに、耐酸化性や
耐浸炭性の向上にも有効な元素である。
耐浸炭性の向上にも有効な元素である。
しかし、含有量が3%を越えると加工性、溶接性および
組織安定性が劣化するので3%以下とした。
組織安定性が劣化するので3%以下とした。
特に耐浸炭性が要求される場合には、1%以上のSlを
含有させるのがよい。
含有させるのがよい。
Hn:脱酸および加工性改善に有効な元素である。
また、オーステナイト安定化元素でもあるため、N1の
一部をM口で置きかえることもできる。しかし、過剰に
添加すると加工性が劣化するので10%以下とした。
一部をM口で置きかえることもできる。しかし、過剰に
添加すると加工性が劣化するので10%以下とした。
Cr:耐酸化性確保のための主要な元素である。
少なくとも15%以」二含有させる必要があり、20%
以上の含有量が望ましい、耐酸化性や耐浸炭性の点から
はCr1lが多い程好まし、いが、35%以上になると
加工性とl!織安定性が劣化するので15〜35%とし
た。
以上の含有量が望ましい、耐酸化性や耐浸炭性の点から
はCr1lが多い程好まし、いが、35%以上になると
加工性とl!織安定性が劣化するので15〜35%とし
た。
Nt: Niは、Cr、、Si、、−〇、、W等のフェ
ライト生成元素の添加量に応じて安定したオーステナイ
ト相を得るために必要な元素である6本発明では経済性
も考慮して15〜50%とした。
ライト生成元素の添加量に応じて安定したオーステナイ
ト相を得るために必要な元素である6本発明では経済性
も考慮して15〜50%とした。
Ti、、Nb、 AN:高温強度、特にクリープ破断
強度改善に有効な元素であり、その効果を充分発揮させ
るには、Tiは0905%以上、Nbは0.1%以上、
Afは0,05%以上必要である。但し、1%を趙える
TlまたはA2.2%を超えるNbを含有させζも強度
改善効果は飽和し、加工性や溶接性を劣化させるので、
Tl:0.05−1%、Nb:0.1〜2%、Al10
.05〜1%とした。これらは単独で添加しても、また
211m以上を複合添加してもよい。
強度改善に有効な元素であり、その効果を充分発揮させ
るには、Tiは0905%以上、Nbは0.1%以上、
Afは0,05%以上必要である。但し、1%を趙える
TlまたはA2.2%を超えるNbを含有させζも強度
改善効果は飽和し、加工性や溶接性を劣化させるので、
Tl:0.05−1%、Nb:0.1〜2%、Al10
.05〜1%とした。これらは単独で添加しても、また
211m以上を複合添加してもよい。
B、Zr:’いずれも粒界強化元素として有効である。
特に700°C程度以上の高温域では粒界破壊が支配的
になるため、これらの元素の添加はその防止に効果杏発
揮する。この効果を得るにはいずれも0.001%以上
必要であるが過剰添加すると溶接性が劣化するため、B
:0.001〜o、oi%、Zr:0.001〜0.
10%とした。BとZrも、いずれか一つの添加でも、
また、両方の複合添加でもよい。
になるため、これらの元素の添加はその防止に効果杏発
揮する。この効果を得るにはいずれも0.001%以上
必要であるが過剰添加すると溶接性が劣化するため、B
:0.001〜o、oi%、Zr:0.001〜0.
10%とした。BとZrも、いずれか一つの添加でも、
また、両方の複合添加でもよい。
阿g:加工性改善に有効な元素であるが、クリープ破断
強度の改善にも寄与する。その効果を発揮させるために
は0.001%以上必要であるが、0.02%を超えて
含有されるとクリープ破断強度が再び低下するのでo、
ooi〜0,02%とした。
強度の改善にも寄与する。その効果を発揮させるために
は0.001%以上必要であるが、0.02%を超えて
含有されるとクリープ破断強度が再び低下するのでo、
ooi〜0,02%とした。
本願の第五発明の綱は、上記成分の外は不可避不純物と
Peから成る。不可避不純物のうち、Pは0.015%
以下、Sは0.003%以下とするのが望ましい。
Peから成る。不可避不純物のうち、Pは0.015%
以下、Sは0.003%以下とするのが望ましい。
不純物の中で、特に酸素と酸素の含有量を抑えることが
重要である。酸素含有量の低減はクリープ破断強度およ
びクリープ破断延性の改善に罹めて有効である。後述の
実施例で明らかにするとおり、酸素含有量を50pp−
以下に制限することにより上記の性質が飛躍的に改善さ
れる。クリープ破断試験後のIfl織観察から判断する
と、低酸素化することにより粒界亀裂が激減しており、
粒界が強化されているものと考えられる。
重要である。酸素含有量の低減はクリープ破断強度およ
びクリープ破断延性の改善に罹めて有効である。後述の
実施例で明らかにするとおり、酸素含有量を50pp−
以下に制限することにより上記の性質が飛躍的に改善さ
れる。クリープ破断試験後のIfl織観察から判断する
と、低酸素化することにより粒界亀裂が激減しており、
粒界が強化されているものと考えられる。
窒素は、この種の鋼には通常250〜400 ppm程
度含有されているが、これを200pps+以下におさ
えることによってクリープ破断強度と延性が大幅に改善
される。これは、本発明の綱では強化元素とし5°ζT
+、、Nb、 Aj!が含有されているが、上記のよ
うに低窒素化することにより、介在物として結合rるT
i、、Nb、 AlO量が減少し、強化に有効なT1
、Nb、^rの量が増えることに起因していると考えら
れる。窒素含有量は150ppm以下に抑えるのが一層
望ましい。
度含有されているが、これを200pps+以下におさ
えることによってクリープ破断強度と延性が大幅に改善
される。これは、本発明の綱では強化元素とし5°ζT
+、、Nb、 Aj!が含有されているが、上記のよ
うに低窒素化することにより、介在物として結合rるT
i、、Nb、 AlO量が減少し、強化に有効なT1
、Nb、^rの量が増えることに起因していると考えら
れる。窒素含有量は150ppm以下に抑えるのが一層
望ましい。
本願の第2の発明の綱は、更にMoまたは/およびWを
含有する。
含有する。
MoとWは、いずれも固溶強化元素として高温強度向上
に有効であり、その効果を発揮させるためには少なくと
も0.5%以上必要である。高温強度の点からは添加量
が多い程望ましいが、これらの添加によって加工性が損
なわれるとともに、オーステナイト相を安定させるため
のN1添加量の増加も余儀なくされ、経済性の点で不利
になる。従っ°ζ本発明ではMoは0.5〜3%、Wは
0.5〜6%とし複合添加の場合はMo+1/2 Wで
0.5〜3%とした。
に有効であり、その効果を発揮させるためには少なくと
も0.5%以上必要である。高温強度の点からは添加量
が多い程望ましいが、これらの添加によって加工性が損
なわれるとともに、オーステナイト相を安定させるため
のN1添加量の増加も余儀なくされ、経済性の点で不利
になる。従っ°ζ本発明ではMoは0.5〜3%、Wは
0.5〜6%とし複合添加の場合はMo+1/2 Wで
0.5〜3%とした。
この種の耐熱鋼の700°C以上の高温下でのクリープ
破断は粒界破壊が支配的になる。従って、クリープ破断
強度を向上させるには、オーステナイト粒を粗粒化する
ことが望ましい、多数の試験結果から、オーステナイト
結晶粒度をNcL 4 (ASTM粒度Mo、による)
以下とすれば、上記の化学組成と相俟って充分な高温強
度が得られることが確認された。
破断は粒界破壊が支配的になる。従って、クリープ破断
強度を向上させるには、オーステナイト粒を粗粒化する
ことが望ましい、多数の試験結果から、オーステナイト
結晶粒度をNcL 4 (ASTM粒度Mo、による)
以下とすれば、上記の化学組成と相俟って充分な高温強
度が得られることが確認された。
なお、本発明鋼のオーステナイト結晶粒度の調整は、例
えば、溶体化処理温度を変える等の方法で行うことがで
きる。
えば、溶体化処理温度を変える等の方法で行うことがで
きる。
(実施例)
供試材の化学成分を第1表に示す、NIIA−Tが本発
明鋼であり、Nαl−1Bは本発明範囲外の比較鋼であ
る。これらはいずれも17kg真空溶解炉で溶製し、鍛
造、冷間圧延の後、溶体化処理を施した。
明鋼であり、Nαl−1Bは本発明範囲外の比較鋼であ
る。これらはいずれも17kg真空溶解炉で溶製し、鍛
造、冷間圧延の後、溶体化処理を施した。
溶体化処理は結晶粒度漱が4以下となる温度で行った。
但し、NcLAについては、結晶粒度Na4以下と4以
上になるように変化させた。
上になるように変化させた。
上記の供試材について1000°C,2,0kgf#a
”にてクリープ破断試験を行った。結果を第2表および
第1図に示す、(図中の記号は、第1表の記号に対応す
る。) 第1図は、3種の成分系について、クリープ破断時間お
よびクリープ破断伸びと酸素含有量との関係を示したも
のである。この図から、酸素含有量が50pp−以下の
本発明鋼は、50ppmを超える比較鋼に比べて、破断
時間および破断延性が大巾に改善されていることがわか
る。酸素含有量の低減効果は、他の成分系(本発明鋼:
L−R1比較#:9〜+5)についても明らかであった
。
”にてクリープ破断試験を行った。結果を第2表および
第1図に示す、(図中の記号は、第1表の記号に対応す
る。) 第1図は、3種の成分系について、クリープ破断時間お
よびクリープ破断伸びと酸素含有量との関係を示したも
のである。この図から、酸素含有量が50pp−以下の
本発明鋼は、50ppmを超える比較鋼に比べて、破断
時間および破断延性が大巾に改善されていることがわか
る。酸素含有量の低減効果は、他の成分系(本発明鋼:
L−R1比較#:9〜+5)についても明らかであった
。
第2図は、クリープ破断時間およびクリープ破断伸びと
窒素量との関係を示す図である。なお、同図中に、Na
AO鋼における結晶粒度とクリープ破断時間との関係を
も併記している。この図から、窒素を200pp−以下
とすることによりクリープ破断時間および破断延性が顕
著に改善されること、ならびに結晶粒度随を4以下にす
ることによってクリープ破断時間が長くなることがよく
わかる。
窒素量との関係を示す図である。なお、同図中に、Na
AO鋼における結晶粒度とクリープ破断時間との関係を
も併記している。この図から、窒素を200pp−以下
とすることによりクリープ破断時間および破断延性が顕
著に改善されること、ならびに結晶粒度随を4以下にす
ることによってクリープ破断時間が長くなることがよく
わかる。
第3図は、h添加によるクリープ破断寿命改善の効果を
示したものである。図示のとおり、Mgの含有量が0.
001%以上の範囲でクリープ破断寿命が改善される。
示したものである。図示のとおり、Mgの含有量が0.
001%以上の範囲でクリープ破断寿命が改善される。
!1g量が0.001〜0.02%の範囲ではMg1l
による破断寿命の差は小さく、0.02%を超えると再
び寿命が短くなっている。
による破断寿命の差は小さく、0.02%を超えると再
び寿命が短くなっている。
表
(11’C12,Okgf/鴎1”でのクリープ破断則
古果)第3表は、本発明鋼と比較鋼の加工性評価を行っ
た結果である。熱間加工性の評価には、17kg真空溶
解インゴットから切り出した試験片(10aimφ×1
30畷端丸棒)を用いてグリ−プル試験(1200°C
1歪速度57秒)を行い、冷間加工性は、冷間圧延後に
溶体化した試験片(6msφ、標点間距離30mm)を
用いて室温での引張破断伸びで評価した。
古果)第3表は、本発明鋼と比較鋼の加工性評価を行っ
た結果である。熱間加工性の評価には、17kg真空溶
解インゴットから切り出した試験片(10aimφ×1
30畷端丸棒)を用いてグリ−プル試験(1200°C
1歪速度57秒)を行い、冷間加工性は、冷間圧延後に
溶体化した試験片(6msφ、標点間距離30mm)を
用いて室温での引張破断伸びで評価した。
第3表の結果から、本発明鋼の熱間および冷間の加工性
は、比較鋼をはるかに凌ぐことが明らかである。
は、比較鋼をはるかに凌ぐことが明らかである。
(発明の効果)
本発明によれば、高価な強化元素としてのMoやW、或
いは組織安定化元素としてのNlの量を最小限度に抑え
ながら、高温強度、特にクリープ破断強度および破断延
性の改善された耐熱鋼が得られる。この耐熱鋼は加工性
と経済性に優れ、化学プラント用の高強度耐熱材料とし
て実用性の高いものである。
いは組織安定化元素としてのNlの量を最小限度に抑え
ながら、高温強度、特にクリープ破断強度および破断延
性の改善された耐熱鋼が得られる。この耐熱鋼は加工性
と経済性に優れ、化学プラント用の高強度耐熱材料とし
て実用性の高いものである。
第1図は、鋼中の酸素含有量と1000”C12,0k
gf/w”でのクリープ破断時間および破断伸びとの関
係を示す図である。 第2図は、第1図と同じ条件下での鋼中の窒素含有量お
よび結晶粒度と、クリープ破断時間および破断伸びとの
関係を示す図である。 第3図は、第1図と同じ条件下での鋼中のMg含有量と
クリープ破断時間との関係を示す図である。 第1図
gf/w”でのクリープ破断時間および破断伸びとの関
係を示す図である。 第2図は、第1図と同じ条件下での鋼中の窒素含有量お
よび結晶粒度と、クリープ破断時間および破断伸びとの
関係を示す図である。 第3図は、第1図と同じ条件下での鋼中のMg含有量と
クリープ破断時間との関係を示す図である。 第1図
Claims (2)
- (1)重量%で、C:0.05〜0.30%、Si:3
%以下、Mn:10%以下、Cr:15〜35%、Ni
:15〜50%、Mg:0.001〜0.02%、更に
、B:0.001〜0.01%とZr:0.001〜0
.10%の中の1種又は2種、およびTi:0.05〜
1%とNb:0.1〜2%とAl:0.05〜1%の中
の1種または2種以上を含有し、残部はFeおよび不可
避的不純物から成り、不純物の酸素が50ppm以下、
窒素が200ppm以下で、オーステナイト結晶粒度番
号が4以下であることを特徴とする加工性に優れた高強
度耐熱鋼。 - (2)重量%で、C:0.05〜0.30%、Si:3
%以下、Mn:10%以下、Cr:15〜35%、Ni
:15〜50%、Mg:0.001〜0.02%、更に
、B:0.001〜0.01%とZr:0.001〜0
.10%の中の1種又は2種、Ti:0.05〜1%と
Nb:0.1〜2%とAl:0.05〜1%の中の1種
または2種以上、およびMo:0.5〜3.0%とW:
0.5〜6.0%の1種または2種(但し、MoとWの
両者を含む場合はMo+1/2W:0.5〜3.0%)
を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物から成り、
不純物の酸素が50ppm以下、窒素が200ppm以
下で、オーステナイト結晶粒度番号が4以下であること
を特徴とする加工性に優れた高強度耐熱鋼。
Priority Applications (5)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP1022032A JP2760004B2 (ja) | 1989-01-30 | 1989-01-30 | 加工性に優れた高強度耐熱鋼 |
DE69018658T DE69018658T2 (de) | 1989-01-30 | 1990-01-29 | Hochfester hitzebeständiger Stahl mit verbesserter Bearbeitbarkeit. |
EP90101750A EP0381121B1 (en) | 1989-01-30 | 1990-01-29 | High-strength heat-resistant steel with improved workability |
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KR1019900001001A KR920010120B1 (ko) | 1989-01-30 | 1990-01-30 | 가공성이 우수한 고강도 내열강 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
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JP1022032A JP2760004B2 (ja) | 1989-01-30 | 1989-01-30 | 加工性に優れた高強度耐熱鋼 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH02200756A true JPH02200756A (ja) | 1990-08-09 |
JP2760004B2 JP2760004B2 (ja) | 1998-05-28 |
Family
ID=12071633
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP1022032A Expired - Lifetime JP2760004B2 (ja) | 1989-01-30 | 1989-01-30 | 加工性に優れた高強度耐熱鋼 |
Country Status (5)
Country | Link |
---|---|
US (1) | US5021215A (ja) |
EP (1) | EP0381121B1 (ja) |
JP (1) | JP2760004B2 (ja) |
KR (1) | KR920010120B1 (ja) |
DE (1) | DE69018658T2 (ja) |
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