JPH0753898B2 - 高強度オ−ステナイト系耐熱合金 - Google Patents
高強度オ−ステナイト系耐熱合金Info
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- JPH0753898B2 JPH0753898B2 JP62013321A JP1332187A JPH0753898B2 JP H0753898 B2 JPH0753898 B2 JP H0753898B2 JP 62013321 A JP62013321 A JP 62013321A JP 1332187 A JP1332187 A JP 1332187A JP H0753898 B2 JPH0753898 B2 JP H0753898B2
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- Japan
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- alloy
- alloys
- creep rupture
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Description
【発明の詳細な説明】 <産業上の利用分野> 本発明は極めて良好な高温強度を有するとともに、優れ
た高温脆化特性、高温腐食特性、溶接性を兼ね備えてお
り、使用環境が苛酷化しつつあるボイラに適用して優れ
た性能を発揮するオーステナイト系耐熱合金に係わるも
のである。
た高温脆化特性、高温腐食特性、溶接性を兼ね備えてお
り、使用環境が苛酷化しつつあるボイラに適用して優れ
た性能を発揮するオーステナイト系耐熱合金に係わるも
のである。
<従来の技術> 従来、ボイラ等の高温環境下で使用される材料として
は、SUS347,SUS316,SUS310などのオーステナイトステン
レス鋼が広く用いられてきた。
は、SUS347,SUS316,SUS310などのオーステナイトステン
レス鋼が広く用いられてきた。
ところが、近年のエネルギー資源の枯渇及び価格の高騰
に伴って、火力発電プラントにおいては、効率向上のた
めに、蒸気条件を高温、高圧化した超々臨界圧ボイラが
計画されている。このような苛酷な環境下での使用に耐
えうる耐熱材料としては、上記現用のオーステナイトス
テンレンス鋼では不十分であり、さらに高強度のものが
必要とされる。この超々臨界圧ボイラ用材料としては、
特開昭59−173249号公報に示されているように、従来の
耐熱ステンレス鋼SUS347や高Niステンレス鋼よりも高温
クリープ破断強度が高く、耐食性や溶接性も考慮された
合金が提案されているが、高温強度の点においては、ま
だ不十分である。
に伴って、火力発電プラントにおいては、効率向上のた
めに、蒸気条件を高温、高圧化した超々臨界圧ボイラが
計画されている。このような苛酷な環境下での使用に耐
えうる耐熱材料としては、上記現用のオーステナイトス
テンレンス鋼では不十分であり、さらに高強度のものが
必要とされる。この超々臨界圧ボイラ用材料としては、
特開昭59−173249号公報に示されているように、従来の
耐熱ステンレス鋼SUS347や高Niステンレス鋼よりも高温
クリープ破断強度が高く、耐食性や溶接性も考慮された
合金が提案されているが、高温強度の点においては、ま
だ不十分である。
<発明が解決しようとする問題点> 本発明は、上述のような情況にかんがみ、従来のオース
テナイト系耐熱合金よりも、高温強度を飛躍的に向上さ
せ、かつ耐食性や溶接性を兼ね備えた安価な耐熱合金を
提供すべく、なされたものである。
テナイト系耐熱合金よりも、高温強度を飛躍的に向上さ
せ、かつ耐食性や溶接性を兼ね備えた安価な耐熱合金を
提供すべく、なされたものである。
<問題点を解決するための手段> 発明者らは、種々の実験事実を総合的に判断した結果、
クリープ破断強度が飛躍的に改善され、かつ耐食性や溶
接性にも優れた安価な耐熱合金を開発することに成功し
た。即ち、本発明は重量パーセントでC0.002〜0.2%,Si
0.3〜1.5%,Mn0.3〜1.5%,Cr18〜30%,Ni20〜50%,Mo0.
5〜5.0%,W1.0〜5.0%,Nb0.05〜0.4%,Ti0.01〜0.2%,B
0.003〜0.008%,P0.04%以下,S0.005%以下,N0.02〜0.3
%を含有し、かつMo+W≦6.0%であって、残部Fe及び
不可避不純物から成ることを特徴とする高強度オーステ
ナイト系耐熱合金である。
クリープ破断強度が飛躍的に改善され、かつ耐食性や溶
接性にも優れた安価な耐熱合金を開発することに成功し
た。即ち、本発明は重量パーセントでC0.002〜0.2%,Si
0.3〜1.5%,Mn0.3〜1.5%,Cr18〜30%,Ni20〜50%,Mo0.
5〜5.0%,W1.0〜5.0%,Nb0.05〜0.4%,Ti0.01〜0.2%,B
0.003〜0.008%,P0.04%以下,S0.005%以下,N0.02〜0.3
%を含有し、かつMo+W≦6.0%であって、残部Fe及び
不可避不純物から成ることを特徴とする高強度オーステ
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。まずCの成分範囲を0.
02〜0.2%と定めた理由について述べる。
02〜0.2%と定めた理由について述べる。
CはCr,Mo,W,Ti,Nb,Bとの炭化物を形成し、その大き
さ、形状や分布はクリープ破断強度や破断伸びに大きな
影響を与えるので、炭化物を形成するに必要な量を最小
限添加する必要から下限を0.02%とした。一方、溶接時
の高温割れや延性低下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ので、上限を0.2%と定めた。
さ、形状や分布はクリープ破断強度や破断伸びに大きな
影響を与えるので、炭化物を形成するに必要な量を最小
限添加する必要から下限を0.02%とした。一方、溶接時
の高温割れや延性低下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ので、上限を0.2%と定めた。
Siは脱酸剤として有効であるばかりでなく、耐酸化性や
耐高温腐食性をも向上させる元素であるが、Si量が多す
ぎるとクリープ破断強度、靭性や溶接性を低下させる。
従って、脱酸、耐酸化性や耐高温腐食性の点から下限を
0.3%とし、クリープ破断強度、靭性や溶接性の点から
上限を1.5%とした。
耐高温腐食性をも向上させる元素であるが、Si量が多す
ぎるとクリープ破断強度、靭性や溶接性を低下させる。
従って、脱酸、耐酸化性や耐高温腐食性の点から下限を
0.3%とし、クリープ破断強度、靭性や溶接性の点から
上限を1.5%とした。
Mnは脱酸作用を有し、溶接性や熱間加工性を向上させる
元素である。十分に脱酸をおこない、健全な鋳塊を得る
ために下限を0.3%とした。しかし、Mn量が多すぎると
耐酸化性の劣化を招くので、上限を1.5%とした。
元素である。十分に脱酸をおこない、健全な鋳塊を得る
ために下限を0.3%とした。しかし、Mn量が多すぎると
耐酸化性の劣化を招くので、上限を1.5%とした。
Crは耐酸化性、耐水蒸気酸化性、耐高温腐食性に不可欠
の元素であり、従来のオーステナイトステンレス鋼と同
等以上の特性を必要とするため、Cr量の下限をオーステ
ナイトステンレス鋼のCr量と同量の18%とした。しか
し、Cr量が増すと、オーステナイトの安定性を低下さ
せ、高温強度を弱める上にσ相の生成を促し、靭性の低
下を生ずるので上限を30%とした。
の元素であり、従来のオーステナイトステンレス鋼と同
等以上の特性を必要とするため、Cr量の下限をオーステ
ナイトステンレス鋼のCr量と同量の18%とした。しか
し、Cr量が増すと、オーステナイトの安定性を低下さ
せ、高温強度を弱める上にσ相の生成を促し、靭性の低
下を生ずるので上限を30%とした。
Niはオーステナイトの安定性を高め、σ相の生成を抑制
するための必須元素である。Crをはじめとするフェライ
ト生成元素の含有量に対してオーステナイトの安定性を
図るためには、Ni量を20%以上とする必要がある。一
方、Ni量が50%を超えると、価格の面で不利を招くこと
から、Ni量は20〜50%とした。
するための必須元素である。Crをはじめとするフェライ
ト生成元素の含有量に対してオーステナイトの安定性を
図るためには、Ni量を20%以上とする必要がある。一
方、Ni量が50%を超えると、価格の面で不利を招くこと
から、Ni量は20〜50%とした。
Mo,Wは固溶体強化及び炭化物の析出で高温強度を顕著に
高める効果をもった元素であるが、Mo量が0.5%、W量
が1.0%未満では、その効果は得られない。又Mo,Wを単
独添加した場合には、Mo量、W量がそれぞれ5.0%を超
えると前記効果は飽和する。一方Mo,Wを複合添加する
と、Mo,Wの相乗効果によって前記効果は著しく、クリー
プ破断強度は飛躍的に向上する。しかし〔Mo+W〕量が
6.0%を超えると、金属間化合物の形成を促進し、長時
間脆化を起こし易く、さらに加工性や価格の面からも不
利となる。従って、Mo,Wは複合添加とし、Mo量は0.5〜
5.0%、W量は1.0〜5.0%で、かつ〔Mo+W〕量を6.0%
以下とした。
高める効果をもった元素であるが、Mo量が0.5%、W量
が1.0%未満では、その効果は得られない。又Mo,Wを単
独添加した場合には、Mo量、W量がそれぞれ5.0%を超
えると前記効果は飽和する。一方Mo,Wを複合添加する
と、Mo,Wの相乗効果によって前記効果は著しく、クリー
プ破断強度は飛躍的に向上する。しかし〔Mo+W〕量が
6.0%を超えると、金属間化合物の形成を促進し、長時
間脆化を起こし易く、さらに加工性や価格の面からも不
利となる。従って、Mo,Wは複合添加とし、Mo量は0.5〜
5.0%、W量は1.0〜5.0%で、かつ〔Mo+W〕量を6.0%
以下とした。
Nb,Tiはクリープの初期に、微細な炭・窒化物を形成
し、それらが、M23C6炭化物の均一・微細析出を促が
し、凝集粗大化を抑制するため、長時間クリープ破断強
度を著しく向上させる。しかしながらNb量が0.05%未
満、Ti量が0.01未満では前記効果が得られないのでNb,T
i量の下限をそれぞれ、0.05%、0.01%とした。前記効
果は、固溶化熱処理温度で固溶し得るNb,Ti量が多いほ
ど顕著であるが、Nb,Tiの固溶限を超えて添加すると、
未固溶の炭・窒化物が残存し、M23C6の凝集粗大化を起
こして、クリープ破断強度を著しく低下させる。従っ
て、Nb量、Ti量の上限をそれぞれ0.4%、0.2%とし、そ
の範囲内で固溶〔Nb+Ti〕量を多くするためにNb,Tiを
複合添加した。又、Nb,Tiの固溶量を多くするため、固
溶化熱処理温度は少なくとも1200℃以上の高温が望まし
い。
し、それらが、M23C6炭化物の均一・微細析出を促が
し、凝集粗大化を抑制するため、長時間クリープ破断強
度を著しく向上させる。しかしながらNb量が0.05%未
満、Ti量が0.01未満では前記効果が得られないのでNb,T
i量の下限をそれぞれ、0.05%、0.01%とした。前記効
果は、固溶化熱処理温度で固溶し得るNb,Ti量が多いほ
ど顕著であるが、Nb,Tiの固溶限を超えて添加すると、
未固溶の炭・窒化物が残存し、M23C6の凝集粗大化を起
こして、クリープ破断強度を著しく低下させる。従っ
て、Nb量、Ti量の上限をそれぞれ0.4%、0.2%とし、そ
の範囲内で固溶〔Nb+Ti〕量を多くするためにNb,Tiを
複合添加した。又、Nb,Tiの固溶量を多くするため、固
溶化熱処理温度は少なくとも1200℃以上の高温が望まし
い。
Bは粒界強度を高める結果、クリープ破断強度を著しく
向上させる効果を示す元素であるが、0.003%未満では
効果が小さく、又0.008%を超えると、溶接性や熱間加
工性が劣化するので、B量の上限を0.008%、下限を0.0
03%とした。
向上させる効果を示す元素であるが、0.003%未満では
効果が小さく、又0.008%を超えると、溶接性や熱間加
工性が劣化するので、B量の上限を0.008%、下限を0.0
03%とした。
Pは添加量が多いと、クリープ中析出を促し、クリープ
中脆化を促進させるので上限を0.04%とした。
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、クリープ中の粒界脆化を促進させ、
また熱間加工性をも低下させるので、上限を0.005%と
した。Nは固溶強化及び窒化物の形成によってクリープ
破断強度を向上させる効果を示す元素であるが、0.02%
未満ではほとんど効果がなく、一方、N量が0.3%を超
えても長時間のクリープ破断強度の増加は少なく、さら
に靭性も劣化する。従ってN量の範囲を0.02〜0.3%と
した。
また熱間加工性をも低下させるので、上限を0.005%と
した。Nは固溶強化及び窒化物の形成によってクリープ
破断強度を向上させる効果を示す元素であるが、0.02%
未満ではほとんど効果がなく、一方、N量が0.3%を超
えても長時間のクリープ破断強度の増加は少なく、さら
に靭性も劣化する。従ってN量の範囲を0.02〜0.3%と
した。
次に、本発明を実施例によって具体的に説明する。
<実 施 例> 第1表に供試合金の化学組成を示す。これらの合金を12
50℃で固溶化熱処理した後、750℃でクリープ破断試験
を行ない、Larson−Miller法で700℃×105hrのクリープ
破断強度を外挿で求めた。得られた試験結果を第1表に
併せて示した。第1表に示された合金のうち、A〜G合
金は本発明合金であり、H〜R合金は比較合金である、
比較合金のうちR合金はオーステナイトステンレス鋼SU
S347H相当材である。第1表より本発明合金はボイラチ
ューブ用材として現用されているSUS347Hよりもははる
かに高いクリープ破断強度を有していることがわかる。
50℃で固溶化熱処理した後、750℃でクリープ破断試験
を行ない、Larson−Miller法で700℃×105hrのクリープ
破断強度を外挿で求めた。得られた試験結果を第1表に
併せて示した。第1表に示された合金のうち、A〜G合
金は本発明合金であり、H〜R合金は比較合金である、
比較合金のうちR合金はオーステナイトステンレス鋼SU
S347H相当材である。第1表より本発明合金はボイラチ
ューブ用材として現用されているSUS347Hよりもははる
かに高いクリープ破断強度を有していることがわかる。
また、比較合金のうち、H及びI合金はMo,W無添加合
金、J及びK合金はそれぞれMo及びW単独添加合金であ
るが、これらの合金に比較して、Mo及びWを複合添加し
た本発明合金は著しく高いクリープ破断強度を示してい
る。
金、J及びK合金はそれぞれMo及びW単独添加合金であ
るが、これらの合金に比較して、Mo及びWを複合添加し
た本発明合金は著しく高いクリープ破断強度を示してい
る。
比較合金のうち、L〜Q合金は25Ni−20Crを基本成分と
したもので、L合金はNb,Ti,B,Nを複合添加したもの、
M合金はNb,Ti無添加合金、N合金はNb無添加合金、O
合金はTi無添加合金、P合金はB無添加合金、Q合金は
低N合金であるが、Nb,Ti,B,Nの複合添加によってクリ
ープ破断強度が著しく改善されることがわかる。
したもので、L合金はNb,Ti,B,Nを複合添加したもの、
M合金はNb,Ti無添加合金、N合金はNb無添加合金、O
合金はTi無添加合金、P合金はB無添加合金、Q合金は
低N合金であるが、Nb,Ti,B,Nの複合添加によってクリ
ープ破断強度が著しく改善されることがわかる。
<発明の効果> 以上のように、本発明により、ボイラ等の高温設備の素
材として従来用いられてきた耐熱ステンレス鋼SUS347や
高Niステンレス鋼よりも高温クリープ破断強度が飛躍的
に向上し、かつ耐食性や溶接性も十分考慮されたオース
テナイト系耐熱合金が実現され、超々臨界圧用ボイラの
性能向上並びに長寿命化に大きく寄与できる。
材として従来用いられてきた耐熱ステンレス鋼SUS347や
高Niステンレス鋼よりも高温クリープ破断強度が飛躍的
に向上し、かつ耐食性や溶接性も十分考慮されたオース
テナイト系耐熱合金が実現され、超々臨界圧用ボイラの
性能向上並びに長寿命化に大きく寄与できる。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 荒木 敏 山口県光市大字島田3434番地 新日本製鐵 株式會社光製鐵所内 (72)発明者 保田 英洋 神奈川県相模原市淵野辺5−10−1 新日 本製鐵株式會社第2技術研究所内 (72)発明者 藤田 利夫 東京都文京区向ケ丘1−14−4
Claims (1)
- 【請求項1】重量パーセントにてC0.02〜0.2%, Si0.3〜1.5%,Mn0.3〜1.5%,Cr18〜30%,Ni20〜50%,Mo
0.5〜5.0%,W1.0〜5.0%,Nb0.05〜0.4%,Ti0.01〜0.2
%,B0.003〜0.008%,P0.04%以下,S0.005%以下,N0.02
〜0.3%を含有し、かつMo+W≦6.0%であって、残部Fe
及び不可避不純物から成ることを特徴とする高強度オー
ステナイト系耐熱合金。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP62013321A JPH0753898B2 (ja) | 1987-01-24 | 1987-01-24 | 高強度オ−ステナイト系耐熱合金 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP62013321A JPH0753898B2 (ja) | 1987-01-24 | 1987-01-24 | 高強度オ−ステナイト系耐熱合金 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS63183155A JPS63183155A (ja) | 1988-07-28 |
JPH0753898B2 true JPH0753898B2 (ja) | 1995-06-07 |
Family
ID=11829897
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP62013321A Expired - Lifetime JPH0753898B2 (ja) | 1987-01-24 | 1987-01-24 | 高強度オ−ステナイト系耐熱合金 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH0753898B2 (ja) |
Families Citing this family (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH06322488A (ja) * | 1993-05-13 | 1994-11-22 | Nippon Steel Corp | 溶接性に優れ、耐高温腐食特性が良好な高強度オーステナイト系耐熱鋼 |
KR100532877B1 (ko) | 2002-04-17 | 2005-12-01 | 스미토모 긴조쿠 고교 가부시키가이샤 | 고온강도와 내식성이 우수한 오스테나이트계 스테인레스강및 상기 강으로부터 이루어지는 내열 내압부재와 그제조방법 |
JP4424471B2 (ja) | 2003-01-29 | 2010-03-03 | 住友金属工業株式会社 | オーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法 |
SE529428C2 (sv) * | 2006-05-02 | 2007-08-07 | Sandvik Intellectual Property | En komponent för anläggningar för superkritisk vattenoxidation, tillverkad av en austenitisk rostfri stållegering |
KR102048479B1 (ko) * | 2015-07-01 | 2019-11-25 | 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 | 오스테나이트계 내열합금 및 용접 구조물 |
Citations (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS4936531A (ja) * | 1972-08-09 | 1974-04-04 | ||
JPS59173249A (ja) * | 1983-03-19 | 1984-10-01 | Nippon Steel Corp | オ−ステナイト系耐熱合金 |
-
1987
- 1987-01-24 JP JP62013321A patent/JPH0753898B2/ja not_active Expired - Lifetime
Patent Citations (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS4936531A (ja) * | 1972-08-09 | 1974-04-04 | ||
JPS59173249A (ja) * | 1983-03-19 | 1984-10-01 | Nippon Steel Corp | オ−ステナイト系耐熱合金 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPS63183155A (ja) | 1988-07-28 |
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