JPS5980757A

JPS5980757A - 高強度オ−ステナイト系鋼

Info

Publication number: JPS5980757A
Application number: JP57190821A
Authority: JP
Inventors: Katsumi Iijima; 飯島　活巳; Norio Yamada; 山田　範雄; Seishin Kirihara; 桐原　誠信; Masao Shiga; 志賀　正男; Masayuki Sukegawa; 祐川　正之; Takatoshi Yoshioka; 吉岡　孝利; 「ひ」山　清志; Kiyoshi Hiyama
Original assignee: Hitachi Ltd
Current assignee: Hitachi Ltd
Priority date: 1982-11-01
Filing date: 1982-11-01
Publication date: 1984-05-10
Also published as: US4581067A; EP0109221B1; EP0109221A1; JPH0432145B2; DE3372988D1

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。

Description

【発明の詳細な説明】〔発明の利用分野〕本発明は新規な高強度オーステナイト光来に係シ、特に
超高温高圧超々臨界圧蒸気タービン用ケーシング及びそ
の弁本体、及びスチレンモノマー合成塔等の高温化学装
置の反応炉に好適な高強度オーステナイト系耐熱鋼に関
する。

〔従来技術〕

石油の枯渇９価格の高騰に対処し、発電プラントの蒸気
の高温高圧化による熱効率向上が検討されている。蒸気
タービン発電プラントは、現在５３８〜５６６Ｃの蒸気
温度で運転されている。

そのケーシング材及び弁本体材に、Ｃｒ−Ｍｏ　−■鋳
鋼が使用されている。

しかし、この耐熱鋳鋼は、５５０ｔ？以上の温度では粒
界辷シが顕著となりクリープ強度が極端に低い欠点がち
シ、それ以上、特に６００ｔ：’以上の温度の蒸気条件
下で使用するのは困難である。

〔従来技術の問題点〕

一般に、６００Ｃ以上の温度では、オーステナイト系耐
熱鋼として、ＪＩＳ規格５ＵＳ３０４゜３１６．３２１
，３４７が使用される。前者の５ＴＪＢ３０４，３１６
の６５０Ｃ，１０万時間クリープ破断強度は６にり／、
２以下であり、蒸気温度６００〜（ｉ　５０　′ｃ、圧
力３１６〜３５２気圧の条件下では７．７　Ｋｓ＋　／
　ａｍ　２以上の同クリープ破断強度が要求されるので
、その要求を満足させることができない。

一方、オーステナイト系耐熱鋼の鍋温強度全向上させる
ため一般にＮｂ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｖ等の強力な炭化物形成
元素が添加される。本発明者らは、これらの添加元素は
炭化物より窒化物及び窒炭化物を形成する方がより安定
であるため、ＮｂＮ。

Ｔ　ｉＮ、　Ｚ　ｒＮ、　Ｎｂ　（Ｃ，Ｎ）　、　Ｔ　
ｉ　（Ｃ，Ｎ）。

Ｚｒ（Ｃ，ｌ’ｅ形成し易り、シかもこれらの窒化物、
炭窒化物は晶地に対する溶解度がほとんどないこと、特
に直径で５０ｃｍ以上、又はｉ量で５トン以上の鋼塊を
製造すると、合金元素の偏析が生じ易く、鋼塊の凝固速
度が遅いことがら鋼塊中に大きな角状品をなして粒界９
粒内に分布するため、合金の強化にあずからず、強度が
低いことを見い出しだ。

更に、小容量の鋼塊に対して、Ｎｂ、　Ｔｉ。

Ｚｒ、Ｂをある程度多量に添加して強化したオーステナ
イト系耐熱鋼は、容易にその固溶温度を高くして処理で
きるので、十分に高い強度が得られ満足できるが、後述
するように大型鋼塊全製造するのが内部、である。これ
らを微量添加した鋼塊では、添加した元素のほとんどが
窒化物並びに窒炭化物を形成してしまうこと、又は特に
大型鋼塊においては上述の如く偏析が生じるのでクリー
プ破断強度が低いものであった。

これらの窒化物、炭窒化物は割れ近傍の粒界に存在する
だめき裂が表面より伝播する疲労寿命に悪影響を及はす
。このためクリープに加え起動停止による熱疲労が生じ
る蒸気タービン及び弁本体材料として粗大な窒化物、炭
窒化物の形成は有害である。

高温強度の高い材料として、より高Ｃｒ−高Ｎｉ系のイ
ンコロイ８００．１５−１５Ｎ。

Ｇｌ　８Ｂ等の高合金が知られているが、これらの合金
で蒸気タービン用ケーシング、化学装置等の大型鋼塊を
溶解製造すると上述の如く粗大な析出物が形成されるた
め強度、靭性、鋳造性、塑性加工性、溶接性等低く、満
足するものが得られなかった。

〔発明の概要〕

（発明の目的）本発明の目的は、溶接性、鋳造性、塑性加工性全損わず
、微量添加した炭化物形成元素の窒化物及び炭窒化物の
形成を阻止し、強度の優れたオースブナイト系鋼を提供
するにある。特に、蒸気温度６００〜６５　ＱＣ，圧力
３１６〜３５２気圧の高温高圧蒸気タービン用ケージ／
グ及び弁本体に工性、溶接性を有するオーステナイト系
鋼を提供するにある。

（発明の要点）本発明は、重量で、Ｃ０，０２〜０．１５％、Ｓｉ１．
５％以下、Ｍｎ２．５％以下、Ｎｉ８〜２０％。

Ｃｒ１３〜２５％、　ＡｔＯ，０２〜０．２５％、窒素
０．１％以下と、Ｂｏ、００１〜０．０１％、ＮｂＯ，
０２〜０，５％、Ｔｉ０．０１〜０．２％及びＶ　０．
０２〜０．６％の１種以上を含み、残部が実質的にＦｅ
からなり、前記（Ａｔ（重量％）ｉＮ（重量％）〕トノ
比が１〜４．５及び全オーステナイト組織含有すること
を特徴とする高強度オーステナイト系鋼にある。

本発明は、Ｔ　ｉ　、　Ｎ　ｂ　、　Ｖ　、　Ｚ　ｒ及
びＢの微量添加によってそれらの添加による効果が最大
限に発揮され、その結果きわめて高い強度が得られるよ
うにしたものである。これらの元素は微量添加であるの
で、特に前述の如く鋼中に窒素が含有すると角状で粗大
な析出物を形成し、はとんど強化に寄与しなくなる。鋼
中に含有する窒素が鋼の強化に対して邪魔をするのはこ
のような微量添加の場合に起るものであること？見い出
した。

このように、強力な炭化物形成元素及び粒界を強化する
Ｂの微量添加による効果を最大限に発揮させるためには
窒素との親和力がこれらよシ太きいｋｌを微量添加する
ことによって、窒素ｆｋｔで固定しなければならないこ
とを見い出した。

まだ、これらの微量の添加は準安定なオーステナイト相
を有するものに対してきわめて大きな効果が発挿される
もので、Ｎｉｉ等の多い安定なオーステナイト相を有す
るものに対しては大きな効果が得られない。

（各成分の限定理由）Ｃは、炭化物を形成し、室温の引張強度、高温強度、ク
リープ破断強度を向上させるために０．０２％以上必要
である。しかし、０．１５％を越える多量の添加は靭性
、溶接性を著しく低下させるだめ、その上限は０．１５
％である。好ましくは、０．０５〜０．１３％である。

Ｓｉは、溶解製造の際に添加される脱酸剤として重要な
成分であり、１．５％以下必要である。しかし、１．５
％を越える添加は、靭性及び溶接性を低め更にクリープ
破断強度を低め、クリープ速度を商めるので、上限は１
．５％以下とすべきである。

好ましくは、０．４〜１％である。

Ｍｎは、Ｓｉと同様に溶解製造の脱酸剤として、更に熱
間加工性を高めるものとして２１な成分である。しかし
、２．５％を越える添加は耐食性、耐酸化性を低めるの
で、上限ヲ２．５％とすべきである。好ましくは１〜２
％である。

Ｎｉは、オーステナイト組織を形成する重要な成分Ｃあ
る。８％未満ではフェライトを形成し、また冷間塑性加
工によってマルチ／サイト組織を生成し、不安定なオー
ステナイト組織となるので、８％以上添加すべきである
。また、８％以上のＮｉは耐食性を改善する。しかし、
２０％を越えると熱間加工性を低め、微量の炭化物形成
元素の添加による強化がト分得られないので、２０％以
下にずべきである。特に、１０〜１５％が好ましい。

Ｃｒは、高温強度、耐食性、耐酸化性を向上させるため
の重要な成分であり、１３％以上添加すべきである。し
かし、２５％を越える添加は溶接性を低めるとともにフ
ェライト相を生成し高温長時間加熱に際し、シグマ相を
形成し脆化を促進するので、２５％以下にすべきである
。さらにＣｒの増加に共い熱膨張係数が増加し高い熱応
力全発生するので、特に、１５〜２０％が好ましい。

Ａ７は窒素との親和力が商いため鋼中の窒素と反応して
それを固定し、＠［の添加によって炭化物を形成し鋼を
強化するＴ　ｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｂの効果をきわめて有効
にするため０．０２％以上添加する必要がある。こ几ら
の元素は鋼中にＮがあると、角状で粗大ｅＮｂＮ、Ｔｉ
Ｎ、ＺｒＮ、ＢＮの有害な窒化物を形成し、特に高温で
微細な炭化物を形成して強化する作用が抑制されクリー
プ破断強度の向上に対するト分な効果が得られない。

しかし、これらの窒化物の形成を押えることによってこ
れらの元素を微量添加しても多量に添加したものと同等
の強度が得られる。逆に０．２５％を越えるＡ、ｔの県
別は鋼中に金属Ａｔとして固溶し、そのＡｔが結晶粒の
粗大化を促進し、更に高温で炭化物の成長を促進させ、
クリープ破断強度、クリープ強度を低下させるので、そ
の上限を０．２５％とすべきである。更に、ＡＬは大型
鋳物を溶解製造する際に、脱酸剤としても重要な役割を
持つものであり、Ａ／の添加なくしては健全な鋼塊が得
られない。特に、０．０８〜０．２％が好ましい。

窒素は溶解に際して大気より含有されるものであり、避
けることができない。微量のＮｂ、Ｔｉ。

ｚｒ、１３等を添加した材料に分いては窒素はこれらの
元素との親和力が大きいため粗大な窒化物又は炭窒化物
を生成する。このような窒化物、炭窒化物は、クリープ
破断強度に全く寄与せず、Ｎｂ。

Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈの効果が得られない。従って、これらの
元素を微量含有する場合には窒素は含有されないように
することが好ましい。通常の大気中溶解゛℃は最大０．
１％含有される。そのため含有される窒素量に応じてＡ
ｔを添加することが大事である。鋼中に含有する窒素量
は溶解炉雰囲気によって左右されるが、経験的に溶解炉
、雰囲気の組合せによってほぼその含有量が決まる。従
って、Ａｔの添加量は前述の０．０２〜０．２５％の範
囲において溶解炉とその雰囲気との組合せによって決め
ることができる、Ｂは、クリープ破断強度、伸び、絞り
、特に長時間側のクリープ破断強度を向上さぜるために
ｏ、　ｏ　ｏ　ｉ％以上添加する必要がある。逆に０．
０１％を越える添加は溶接性、熱間加工性を低めるので
、ｏ、ｏｉ％が上限である。特に、０、００２〜０．０
０６％が好ましい。

Ｎｂは、０．０２％以上の添加によって安定な炭化物を
形成しクリープ破断強度を向上させる。逆に、０．５％
を越える添加は耐酸化性を低下させ、更に、洩造性、溶
接性、熱間加工性を低下させ、まだ大形鋳物では粗大な
炭化物を形成し強度を低めるので、その上限は０．５％
とすべきである。特に、０．０４〜０．４％が好ましい
。

Ｔａは、Ｎｂとほぼ同等の作用を及ぼす。ＴａはＮｂの
代りにＮｂと同じ量添加することができる。一般に、Ｎ
ｂ中にはＴａが極わすか含有されでいる。

′ｒｉは、０．０１％以上の添加によって安定な炭化物
を形成し、クリープ破断強度を向上させる。

しかし、Ｎｂ、　Ｔａと同様に０．２％を越える添加は
鋳造性、溶接性、熱間加工性を低め、大形鋳物で１は粗
大な炭化物を形成し、強度を低めるので、０．２％企上
限とすべきである。特に、０．０５〜０．１５％が好ま
し、い。

■は、０．０２％以上の添加によって強度、耐食性を向
上させる。しかし、０．６％を越える添加は、耐酸化性
を低めるとともに、溶接性、熱間加工性を低めるので、
上限を０．６％とすべきである。

ｎ、Ｎｂ、’ｒｉ及びＶは１種以上添加されるが、更に
これらの２他以上が好ましい。単独添加では、高温で炭
化物の析出速度が太きいだめ短時間側のクリープ破断強
度が高いが、逆に長時間側で炭化物の粗大化が生じ、強
度が低い。しかし、複合添加では、単独添加に比らべ炭
化物の形成速度が小さく、そのため長時間側でも炭化物
が粗大化しにくく高強度を有する。

これらの複合添加として、特にＢ＋Ｎｂ、Ｂ＋Ｎｂ＋Ｔ
ｉ、及びＮｂ＋Ｔｉの組会せが好ましい。

Ｂ＋Ｎｂの場合には、Ｂ　Ｏ，００１〜０，０１％及び
Ｎ　ｂ　Ｏ，０８〜０．４５％が好ましく、特にＢｏ、
００３〜０．００６％及びＮ　ｂ　ｏ、　ｏ　ｓ〜０．
１２％が好ましい。Ｂ＋Ｎｂ＋ＴｉＯ場合には、Ｂｏ、
００２　〜０．００７％、Ｎｂ０．０３〜０．２５％、
Ｔｉｏ、０５〜０．１２％が好ましく、特にＮｂ＋Ｔｉ
０．１６〜０．２４％が好ましい。Ｎｂ＋Ｔｉの場合に
は、Ｎｂ０１０３〜０．２５％、Ｔｔｏ、ｏｓ〜０．１
２％が好ましく、特にＮｂ＋Ｔｉ０．１６〜０．２４％
が好ましい。

Ａｔの添加は溶解炉の種類、雰囲気によって異なる窒素
部°によって適正な含有量にしなければならない。［Ａ
ｔ（重量％）／窒素（重１％）〕との比を１〜４．５と
することによって高強度が得られる。好ましくは１．５
〜３．５であろう特に、２〜３のとき最も高い強度を得
ることができる。ＡｔはＮと反応してＡｔＮを形成する
。窒素を完全にＡ４で固定するには、重量でＮの含有量
の１．９倍のＡｔが必要である。従って、Ｎに対し、１
〜１．９倍のＡ／、ではＮが鋼中に残存し、炭化物形成
元素と反応し、全化物、炭窒化物を形成するが、その窒
素部が極微量となるため粗大化せず強度の向上に寄与す
る。逆に、１．９〜４．５倍では鋼中に固溶Ａ４として
金属Ａｔが残るが、微量の固溶ｋｔは大気中で高温使用
中に吸収する窒素を固定するので、強要の向上に寄与す
る。しかし、窒素に対して重量で１倍未満及び４．５倍
を越えるｋｔは前者では窒素量が多くなり、Ｔｒ　、Ｎ
Ｊ　Ｚｒ。

Ｂの微量添加の効果が得られない。また後者では固溶Ａ
ｔ量が多過ぎ、炭化物の成長全促進させるので、強度の
向上に寄与しない。

固溶金属Ａｔは、０．０１２％以下で、より少ないほど
極めて低いクリープ速度が得られる。零が最もよい。０
．０１２％を越えると急激にクリープ速度を大きくする
ので、上限は０．０１２％が好ましい。

固溶ＡＡｄ、前述のＡｔ／Ｎの比率が約２以上で急激に
増加するが、最高でも０．０１４％であり、Ａｔ添加量
には影響しないように思われる。

形成されるＡｔＮの適量はオーステナイト結晶粒子の成
長を阻止し、結晶粒を微細化する。

Ａｔの添加は炭化物形成元素を添加する前に行い、更に
脱酸後に行うのが好ましい。

Ｃｕは、高温強度を高めるのに４％以下の添加が必要で
ある。しかし、４％を越える添加は高温で粒界を脆化さ
せるともに、高温溶接割れ感受性を高めるので、その添
加量を４％以下とすべきである。好ましくは、２〜２．
５％である。Ｃｕを添加した場合でもＮｉとＣｕとの合
計は２０％以下が好ましい。

（本発明鋼の適用例）本発明鋼は、前述の如く超々臨界圧蒸気タービン用ケー
シング及び弁本体、及びスチレン合成塔に好適である。

超々臨界圧蒸気タービン用り−シ／グは、本発明鋼から
なる内部ケーシングと、Ｃｒ−Ｍｏ−Ｖ鏑からなる外部
ケーシングからなる。

本発明鋼からなる内部ケーシング及び弁本体として、重
量で、Ｃ０，０２〜０．１５％、　Ｓ　ｉｉ、　５以’
Ｔ”、Ｍｎ２．５％以下、Ｎｉ８〜２０％、Ｃｒ１３〜
２５％、Ａｔ０．０２〜０．２５％、窒素０．１％以下
、８０．００１〜０．０１％、ＮｂＯ，０２〜０．５％
。

Ｔｉ０．１〜０．２％、残部が実質的にｐｅからなり、
（Ａ７／Ｎ）の比が１〜４．５で、全オーステナイト組
織を有する鋳物からなる。特に、Ｃ０１０６〜０．１３
％、　Ｓ　ｉ　０．４〜１．０％、Ｍｒ＋１〜２％。

Ｎｉ１Ｏ〜１５％ｌＣｒ１５〜２０％、、Ｌｔ０．０８
〜０．２３％、窒素０．０１〜０．０７％と、上述のＢ
。

Ｎｂ及びＴｉを含み、（Ａｔ／Ｎ）の比が１．５〜３．
５とするものがより好ましい。蒸気は主蒸気管１より入
り、内部ケーシング２に取付けられた静ｇ３によって所
定の方向に噴射され、その噴射によってロータシャフト
４に取付けられた動翼５を回転させる。仕事をした蒸気
は外部ケーシング６と内部ケーシング２との間に設けら
れた空１用を通り、冷却蒸気用ロア、排気出口８及び補
助杉ト気出口９より排出される。さらにこの排出さ′ｉ
ｔだ蒸気はより低い温度で作動する蒸気ターヒ゛ンへと
送られる。１０はロータシャフトの軸受中心、１１はグ
ランド部及び１２は中間グランドリーク出口、１３はノ
ズルボックスである。矢印は蒸気の流れを示すものであ
る。

以下、内部ケーシングに本発明のＣｒ−Ｎｉオーステナ
イト系鋳鋼、ロータシャフトに同じく本発明鋼よυ高Ｃ
ｒ−高Ｎｉオーステナイト系鍛鋼、外部ケーシングには
Ｃｒ−Ｍｏ−Ｖ鋳鋼がそれぞれ用いられる。

第１図は、本発明鋼が適用される蒸気温度６５０℃、圧
力３５０　Ｋｇ／ｃｍ”の超々臨界圧蒸気タービンの断
面図である。図において、複数の動翼５がロータシャフ
ト４に植設され、動翼間に複数の静翼３が内部ケーシン
グ２に設けられている。内部ケーシング２は、複数の凸
部１５が設けられ、この凸部１５によって外部ケーシン
グ６の凹部に嵌入され固定される。この蒸気タービンは
、内部ケーシング２の蒸気温度が５５４〜６５０ｒ、圧
力が１９９〜３５０Ｋｇ／ｃｒｎ２であり、外部ケーシ
ングの蒸気温度が５５４ｔｌ：’、その圧力が１９９Ｋ
ｇ／ｃｒｎ２である。

内部ケーシングは、真空脱酸法にて溶解され、砂型に鋳
造後、徐冷され、１０００〜１１００℃で肉厚１インチ
当り３０分以上保持し、攪拌水中に浸漬し急冷する溶体
化処理されることによシ製造される。

第２図は、同じく本発明鋼が適用される蒸気タービン用
弁本体の正面図である。蒸気は主塞止弁２３に入り、次
いで補助塞止弁２２を通ってタービンに給供される。こ
れらの弁本体は溶接によって接合される。弁本体は、内
部ケーシングと同様に鋳物で構成され、同様に製造され
る。溶接棒の組成は重量でＣ０，０３〜０，１５％、Ｓ
ｉＯ，１〜１．０％、Ｍｎ１．０〜３．０％、Ｎｉ８〜
１３％。

Ｃｒ１５〜２３％、Ｐ０．０３％以下、８０．０３％以
下、Ｃｏ０．５〜２．０％を含み、残部が実質的にＦｅ
からなり、全オーステナイト組織を有する溶着金属が得
られるものが好ましい。溶接後、応力除去焼鈍を行うの
が好ましい。

第３図は、本発明鋼が適用されるスチレンモノマー合成
塔の正面図である。図において、スチレン製造容器本体
３３には灼暁ガス入ロノズル３１、出口ノズル３４が本
体３３の上下中央部に溶接にて接続され、容器本体内部
に設置されている反応管内部へのべ／ゼン入ロノズル３
２及び出口ノズル３５が溶接にて接続されている。燃焼
ガスは例えば、７００〜８００Ｃの温度で燃焼ガス入口
ノズル３１より入り出口ノズル３４より６００〜７００
Ｃの温度で出る。一方、ベンゼン入口ノズル３２よｐ６
００〜６５０Ｃで入ったベンゼンは、容器本体の反応管
の管内部を通り、容器内で管外の燃焼ガスによシ加熱さ
れた後、出口ノズル３５よシ出る。図中、点線は溶接個
所を示すものである。

本発明鋼からなるスチレン合成塔として、重量で、Ｃ０
，０２〜０．１５％、５ｌＬｓ％以下、Ｍ　Ａ２．５％
以下、Ｎｉ８〜２０％、Ｃｒ１３〜２５％。

ＡｔＯ，０２〜０．２５％、窒素０．１％以下、ＢＯ，
００１〜０．０１％、Ｎｂ０．０２〜０．５％、Ｔｉ０
６１〜０．２％、残部が実質的にＦｅからなり、（Ａ　
ｔ／Ｎ　）の比が１〜４．５で全オーステナイト組織を
有し、鍛造及び／又は圧延により製造された機材からな
る。特に、Ｃ０，０６〜０．１％、ＳｉＯ，４〜１．０
％、Ｍｎ１〜２％、Ｎｉ１０〜１５％。

Ｃｒ１５〜２０％、Ａｔ０．０８〜０．２３％、窒素０
．０１〜０．０７％と上記のＢ、Ｎｂ及びＴｉを含み、
（Ａｔ／Ｎ）の比が１．５〜３．５とするもの、更に上
記のものにｃｕｏ、５〜４．０％含むものがより好まし
い。本発明鋼からなるスチレン合成塔は、溶接により製
作きれる。この場合溶接棒としては重１バｒ：Ｃ０，０
３〜０．１５％＋　８１０−１〜１．０’　％　＋Ｍ　
ｎ　１．０〜３．０％、Ｎｉ８〜１３％、Ｃｒ１５〜２
３９ｇ、　ｐ　Ｏ，０３％以下、８０．０３％以下、並
びに上記のものにＣｏ　０．５〜２．０％含み、残部が
実員的にＦｅからなりオースブナイト組織ヲ有するもの
が好ましい。溶接後は残留応力除去熱処理を施ｒのが望
ましい。

〔発明の実施例〕

第１表は、用いた試料の化学組成（重量％）を示すもの
である。本発明鋼はＡ１〜３，６〜１０であり、Ａ４，
５が比較鋼及びＡｌｌが市販のＪＩＳ規格５ＵＳ３１６
従来鋼である。本発明鋼Ａ１〜３は鋳物であり、高周波
溶解炉で大気溶解し、大きさ１００酎×１２０鵡ｘ２０
０解の鋳物とした。他の鋼は鍛造比５．５の鍛鋼である
。鋳物の屋１〜３は１０５０Ｃで５時間加熱後水冷、他
のものけ同温度で２時間加熱後水冷する溶体化処理を施
したものである。これらの試料はいずれも結晶粒度はＪ
ＩＳ規格０５５１≠２より細粒であった。

なお、溶解に際し、’ｌ’ｉ、Ｎｂ、Ｂ、Ｖの添カロは
Ａｔ添加後に行った。表中、ＡＩ、３のＣｕは不純物で
ある。

第４図は、６５０１Ｚ’、’　１０’時間クリープ破断
強度と鋼中のｔｏｔａｔＡｔ量との関係を示す線図であ
る。図に示すように、ｔｏｔａｔＡｔ量が０．０５〜０
．２５％の範囲で約８．５に９／■２以上のりＩＪ−プ
破断強度を示す。特に、ｔｏｔａｔＡｔ量が０．０８〜
０．２０％のとき最も高いクリープ破断強度を有する。

第５図は、同じ（６５０Ｃ，１０″時間クリーフ。

破断強度と鋼中の（ｔｏｔａｔＡｔ量／Ｎ量）との関係
を示す線図である。（Ａｔ／Ｎ）の比が１〜４．５のと
き約８　Ｋｇ　／　ｒｕｎ　”以上の高いクリーブ破断
強度が得られる。特に、（Ａｔ／Ｎ）の比が２〜３のと
き最も高い強度が得られる。

第２表は、６５０Ｃ，１０００時間クリープ破断後の伸
び率及び絞り率を示すものである。Ａ１〜３は鋳物であ
るので、他の鍛造材に比較して伸び、絞り率が低い。鍛
造材の本発明鋼Ａ６〜１ｏは従来材の／ＫＬ１１と同等
の伸び率である。

第　　　２　　　表クリープ温度域の高温で長時間使用される溶接構造物は
、熱応力や残留応力の軽減が、特に溶接部において、問
題となる。このような部位に適用される材料は使用中に
熱応力や残留応力が緩和しやすいように、２０％以上の
クリープ伸び率が必要となる。本発明鋼の鍛造及び圧延
材Ｑま第２表に示すように、この要求に十分に満足して
おシ、溶接構造物への適用も問題ない。

第６図は、６００　Ｃ，５に４／ＷＩＪＩ＋”でのクリ
ープ試験における定常クリープ速度と固溶金属Ａ４との
関係を示す線図である。固溶金属Ａｔ量は、ｔｏｔａｔ
　Ａｔ　量から窒素量を１．９倍した値全差し引いた値
が零を越えると急激に増加し、０．０１４％で飽和して
いる。クリープ速度は固溶Ａｔ督が多いほど急激に増大
し、特に０，１２％以下で小さい値を示すが、それを越
えると急激に増加する。

第７図は６５０Ｃクリ一プ破断曲線を示す線図−ｔ’ア
ル。図に示す如く、Ｂ、Ｎｂ＋Ｔａ、Ｔ　ｉ。

■及びＣｕを添加した本発明鋼Ａ１〜３は従来鋼の＆１
１に比らべ３側根度高い強度を示し、本発明鋼のＡ１及
び３の１０”時間破断強度が１６胸乃♂であるのに対し
従来鋼のＡｌｌの約１２に９／ｍｍ”より約４　Ｋｙ　
／　ｒｔｒｍ　”高い。

第３表は、現在の蒸気タービン用ケーシング材として使
用されているＣｒ７Ｍｏ−ＶｆｌＪ鋼と本発明鋼の各種
性質を比較したものである。表に示す如く、本発明鋼は
、６５０ｔＺ’でのクリープ破断強度、室温の引張強さ
ともに従来鋼のＣｒ−Ｍｏ−■鋳鋼の５６６Ｃでのクリ
ープ破断強度及び室温の強度より尚り、本発明鋼が蒸気
温度６００〜６５０Ｃ及びその圧力３５０ｈ／ｃｍ”の
超々臨界圧蒸気タービン用ケーシング材として適用可能
である。また、衝撃値も十分高いものであった。

Ｃｒ−Ｍｏ−Ｖ鋳鋼は、第４表の化学組成（重量％）を
有し、１０５０Ｃで９時間加熱後、４００Ｃ／時間で冷
却する焼入れを施し、次いで、７１０Ｃで１５時間加熱
後炉冷する熱処理を施したものである。表中、Ｃｒ−Ｍ
ｏ−Ｖ鋳鋼のクリープ破断強凰はバラツキの範囲であり
、７．７　Ｋｇ／　ｔａ”が下限値であり、この値を下
まわらないように規格化されている。

本発明鋼のＣｕを約２％含有するＡｔ２はクリープ破断
強度及び室温の引例強さともに他の宋より高い値茫示す
。

第　　　４　　　表〔発明の効果〕本発明によれば、Ｃｒ−４Ｊｉオーステナイト鋼に対し
て炭化物形成元素が微量添加されるので、溶接性、鋳造
性を損うことがなく、更に微量添加された炭化物形成元
素の窒化物及び炭窒化物の形成が阻止されるので、クリ
ープ破断強度の旨いメーステナイト系鋼が得られる。

本発明鋼は前述した用途のほかに、原子炉用燃料被覆管
、極低温装置の容器等に使用可能である。

【図面の簡単な説明】

第１図〜第３図は各々本発明鋼が適用される蒸気タービ
ン用ケーシングの断面図、弁本体の正面図及びスチレン
合成塔の正面図、第４図はクリープ破断強度とｔｏｔａ
Ａ　Ａｔ１Ａとの関係を示す線図、第５図はクリープ破
断強度と（Ａｔ／Ｎ）との関係を示す線図、第６図はク
リープ速度とｓｏｔ、ｋｔとの関係を示す線図及び第７
図はクリープ破断試験線図である。２・・・内部ケーシング％　３・・・静翼、４・・・ロ
ータシャフト、５・・・動翼、６・・・外部ケーシング
、２３・・・生乳３区Ｌｈ３４箔４層ムｔａｌ　　ｌ１ｌ（重量２）Ａノ（重量％）／Ｎ（重量Ｚ）第１頁の続き０発　明　者　吉岡孝利日立市幸町３丁目１番１号株式％式％日立市幸町３丁目１番１号株式会社日立製作所日立研究所内３６７一

Claims

【特許請求の範囲】１、Ｎｉで、Ｃ０，０２〜０．１５％、　８　ｉ　１．
５％以下、Ｍｎ２．５％以下、Ｎｉ８〜２０％、Ｃｒ１
３〜２５％、Ａ４０．０２〜０．２５％、窒素０．１％
以下と、Ｂ　Ｏ，００１〜０．０１％、ＮｂＯ，０２〜
０．５％。Ｔ　ｊ　０．０１−０．２％及びＶ　Ｏ，０２〜０，６
％の１種以上を含み、残部が実質的にＦｅからなり、前
記〔人ｔ（重量％）／Ｎ（重量％）〕の比が１〜４．５
及び全オーステナイト組織を有することを特徴とする高
強度オーステナイト糸鉤。２、京葉で、Ｃ０，０６〜０，１３％、ＳｉＯ，４〜１
．０％、Ｍｎ１〜２％、Ｎｉ１０〜１５％、Ｃｒ１５〜
２０％、ＡｔＯ，０８〜０．２３．窒素０．Ｏ１〜０．
０７％と、前記含有量のＢ、　Ｎｂ、’ｒｔ及びＶの２
種以上とを含み、残部が実質的にｐｅからなシ、前記（
Ａｔ／Ｎ）の比が１．５〜３．５である特許請求の範囲
第１項に記載の高強度オーステナイト系鋼。３、前記含有ｌ：のＣ，Ｓ　ｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ。Ａｉ及び窒素と、重量でＢｏ、００２〜０．００７％。Ｎ　ｂ　Ｏ，０６〜０．２０％、Ｔｉ０．０６〜０．１
５％及びｖＯ１２〜０．４５％の２種以上とを含み、残
部が実質的にｐｅからなる特許請求の範囲第１項又は第
２項に記載の高強度オーステナイト系鋼。４、前記含有量のＣ，Ｓ　ｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ。Ａｔ及び窒素と、重量でＢｏ、００１〜０．０１　％及
びＮ　ｂ　０．０８〜０，４５％とを含み、前記（Ｎｂ
／Ｃ）の比が３〜６である特許請求の範囲第１項又は第
２項に記載の高強度オーステナイト系鋼。５、前記含有ｌのＣ，Ｓ　ｉ、Ｍｎ、Ｎｉｔ　Ｃｒ。Ａｔ及び窒素と、重量で、Ｂｏ、００２〜０．００７％
、Ｎｂ０．０３〜０．２５％及びＴｉ０．０５〜０．１
２％とを含み、前記（（Ｎｂ＋２Ｔｉ）／（１の比が３
〜６である特許請求の範囲第１項又は第２項に記載の高
強度オーステナイト系鋼。６、前記含有量のＣｏ　Ｓ　１．Ｍｎｅ　Ｎｔ、Ｃｒ。Ａ４及び窒素と、重量で、Ｎ　ｂ　Ｏ，０３〜０．２５
％及びＴｉＯ，０５〜０．１２％とを含み、前記（（Ｎ
　ｂ＋’ｌ”　ｉ　）／Ｃ）　　の比が３〜６である特
許請求の範囲第１項又は第２項に記載の高強度オーステ
ナイト系鋼。７、　前記含有量のＣ，Ｓ　ｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ。Ａｔ及び窒素と、前記含有量のＢ、　Ｎｂ、　Ｔｉ及び
■の２種以上とを含み、前記Ａｔはその固溶量が０．０
１２重量％以下である特許請求の範囲第１項〜第６項の
いずれかに記載の高強度オーステナイト系鋼。８、蒸気流量全加減する弁が接続されているケージング
内で蒸気流の噴射を受けて回転する動翼。該動翼を保持し回転するロータシャフトを備え、前記ケ
ーシングが前記蒸気流の案内をする静翼を保持した内部
ケーシングと該−内部ケーシングを被う外部ケーシング
とによって構成されるものであって、前記弁の本体及び
内部ケーシングは前記含有量のＣ，Ｓ　ｔ、Ｍｎ、Ｎｉ
、Ｃｒ、Ａｔ及び窒素と、前記含有量のＢ、Ｎｂ、Ｔｉ
及びＢの２種以上とを含み、前ｍ１（Ａｔ／Ｎ）の比率
及び組織を有する鋳物によって構成される特許請求の範
囲第１項〜第７項のいずれかに記載の高強度オーステナ
イト系鋼。９、前記ロータシャフトは、重量でＣＯ，１％以下。ｓｉｔ％以下、Ｍｎ２％以下、Ｎｉ２Ｏ〜３０％。Ｃｒ１０〜２０％、ＭＯｏ、５〜２％、Ｔｉｏ、ｓ−３
％、ＡｔＯ，１〜１％及びＢｏ、０００５〜０．０１％
を含み、残部Ｆｅからなり、オーステナイト基地にγ′
相が析出した鍛鋼によって構成されている特許請求の範
囲第８項に記載の高強度オーステナイト系鋼。１０、前記外部ケーシングは、重量でＣ０，１０〜０．
２０％、　Ｓ　ｉ　Ｏ，１５〜０．７５％、Ｍｎ０．４
〜ｉ、ｏ％、Ｃｕ０．３５％以下、ＮｉＯ，Ｓ％以下。Ｃｒ　Ｏ，９〜１．６５％、ＭＯｏ、８〜１．３％、■
０．１５〜０．３５％、残部Ｆｅからなり、焼戻しベー
ナイト組織を有する鋳鋼によって構成されている特許請
求の範囲第８項に記載の高強度オーステナイト系鋼。１１、燃焼ガスによる加熱によって炭化水素を高温で反
応させスチレ／を製造する装置であって、該装置前は前
記炭化水素を導入し高温に加熱される反応管と、該反応
管を被う容器とを備え、前記反応管及び容器との少くと
も一方が、前記含有量のＣ９Ｓ　Ｉ　ＨＭ　ｎ　Ｉ　Ｎ
　’　＋　Ｃｒ　ｔ　Ａ　Ｚ及び窒素と、前記含有量の
Ｂ、Ｎｂ、Ｔｉ及びＢの２柚以上とを含み、前記（Ａ４
／Ｎ）の比率及び組織を有する鍛鋼によって構成される
ｔｌ′￥許請求の範囲第１項〜第７項のいずれかに記載
の高強度オーステナイト系鋼。１２、重量で、Ｃ０，０２〜０．１５％、ＳｉＸ、Ｓ％
以下、Ｍｎ２．５％以下、Ｎｉ８〜２０％、Ｃｒ１３〜
２５％、Ａ１０．０２〜０．２５％、窒素０．１％以下
と、ｎｏ、ｏｏｉ〜０．０１％、Ｎｂ０．０２〜０．５
％。Ｔｉ０．０１〜０．２％及びＶｏ、０２〜０．６％の１
種以上と、Ｃｕ４％以下とを含み、前記ＮｉとＣＬＩの
合計が２０％以下であり、残部が実質的にＦｅからなり
、前記［Ａｔ（重量％）／Ｎ（重量％）〕との比が１〜
４．５及び全オーステナイト組織を有することを特徴と
する高強度オーステナイト系鋼。