CN111601913B - 奥氏体系耐热合金及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种即使暴露于600℃的熔盐时也能够获得充分的耐熔盐腐蚀性的奥氏体系耐热合金及其制造方法。本申请的奥氏体系耐热合金具备母材和母材表面上的Fe‑Cr‑Ni‑W覆膜。母材具有下述化学组成：C：0.030～0.120％、Si：0.02～1.00％、Mn：0.10～2.00％、Cr：20.0％以上且小于28.0％、Ni：超过35.0％且为50.0％以下、W：4.0～10.0％、Ti：0.01～0.30％、Nb：0.01～1.00％、sol.Al：0.0005～0.0400％、B：0.0005～0.0100％、以及余量：Fe和杂质。Fe‑Cr‑Ni‑W覆膜以氧化物的形式含有Fe：15.0～35.0at.％、Cr：15.0～35.0at.％、Ni：10.0～45.0at.％和W：0.5～16.5at.％。

Description

奥氏体系耐热合金及其制造方法
技术领域
本申请涉及奥氏体系耐热合金及其制造方法。
背景技术
近年来，以节能为目的而进行了高效率锅炉的开发。例如，超超临界压力锅炉通过使蒸气的温度和压力高于以往而提高能量效率。作为高效率锅炉用的耐热合金管，提出了例如日本特开2013-104109号公报(专利文献1)所记载的无缝奥氏体系耐热合金管。此外，还进行了利用废弃物、生物质作为矿物燃料之外的燃料的锅炉的开发。进而，还进行了利用太阳热的发电用锅炉的开发。尤其是太阳热发电用锅炉从节能和环保的观点出发备受关注。
在作为太阳热发电的一般的集光型太阳热发电中，将太阳光进行聚光并转化成热。利用转换太阳光而得到的热来产生蒸气，并利用该蒸气使涡轮旋转并发电。集光型太阳热发电系统的构成可大致分为聚光/集热装置和发电装置。当前使用的聚光/集热装置有抛物面-反射槽型、线性-菲涅耳型、塔型和盘型等。
在以往的发电用锅炉的导热管内部使用油等热介质。然而，随着近年来的高效率化和高温化，在太阳热发电用集光/集热装置中有时会使用熔融硝酸盐、熔融碳酸盐、熔融硫酸盐和熔融氯化物盐等熔盐作为热介质。此外，太阳热发电用集光/集热装置的导热管内部的温度会上升至600℃左右。因此，对于太阳热发电用集光/集热装置的导热管等所使用的耐热钢而言，在要求高温强度的基础上，还要求在高温熔盐中的耐蚀性。
日本特开2013-199663号公报(专利文献2)提出了一种耐熔融硝酸盐腐蚀性优异的奥氏体系不锈钢，其特征在于，以质量％计C：0.1％以下、Si：0.3％以上且2.0％以下、Mn：4.0％以下、Ni：7％以上且15％以下、Cr：10％以上且25％以下、Mo：2.5％以下、Cu：3.0％以下、V：0.5％以下、N：0.3％以下、满足0.5≤Si+0.5(Mo+Cu)≤2.0％，余量由Fe和不可避免的杂质组成，构成在与600℃以下的熔融硝酸盐接触的部分形成的氧化物的氧之外的元素的比率以原子％计满足Si+0.5(Mo+Cu)≤20％。专利文献2中记载了由此可以得到对于在400～600℃的温度区域与熔融硝酸盐接触的部位而言适合的奥氏体系不锈钢。
日本特开平1-68449号公报(专利文献3)提出了一种耐熔盐腐蚀材料，其特征在于，其由包含Fe、Cr和Ni的合金形成，将示作重量％的Fe、Cr和Ni的组成记作CFe、CCr和CNi，用K＝CFe×CCr+0.2×CNi 2定义的K值处于1400～1800的范围。专利文献3中记载了由此能够提供在熔融碳酸盐型燃料电池的工作条件下自发性地形成耐蚀性优异的Li化复氧化物的覆膜的、由发生自钝化的合金形成的耐熔盐腐蚀材料。
日本特开平8-41595号公报(专利文献4)提出了一种在包含氯化物的熔盐中具有优异耐蚀性的Fe-Cr-Ni系合金钢，其特征在于，以重量％计含有C：0.04％以下、Si：0.5％以下、Mn：1.5％以下、Cr：超过18％且小于30％、Ni：超过10％且小于35％、Ca+Mg：0.0005～0.005％，Cr的含量与Fe的含量之比Cr/Fe超过0.33且小于0.7，Ni的含量与Fe的含量之比Ni/Fe超过0.33且小于1.0。专利文献4中记载了由此能够提供价格低廉且在包含氯化物的熔盐中具有优异的耐蚀性的Fe-Cr-Ni系合金钢。
日本特开2016-50328号公报(专利文献5)提出了一种太阳热集热管用管部件，其特征在于，其是将太阳热集热至内部流通的热介质而将热介质加热的太阳热集热管的太阳热集热管用管部件，其通过离心铸造法来制造，在由低镍耐热铸铁形成的圆筒状主体的内表面形成有高镍层，所述低镍耐热铸铁由Fe合金所形成的基体构成，且镍(Ni)在将铸铁整体设为100质量％时为7～22质量％，所述Fe合金包含由碳(C)、硅(Si)、铬(Cr)、镍(Ni)、锰(Mn)和铜(Cu)构成的基本元素，且余量为铁(Fe)、不可避免的杂质和将铸铁整体设为100质量％时为1质量％以下的微量改性元素，并且，在常温区域以奥氏体相作为主相。专利文献5中记载了由此能够提供在使用熔盐作为热介质的情况下即使成为熔盐的温度超过600℃的高温状态也能够防止腐蚀的太阳热集热管用管部件。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2013-104109号公报
专利文献2：日本特开2013-199663号公报
专利文献3：日本特开平1-68449号公报
专利文献4：日本特开平8-41595号公报
专利文献5：日本特开2016-50328号公报
发明内容
发明要解决的问题
然而，即使使用上述技术，也存在暴露于600℃的熔盐时得不到充分的耐蚀性(以下称为耐熔盐腐蚀性)的情况。
本申请的目的在于，提供即使暴露于600℃的熔盐时也能够获得充分的耐熔盐腐蚀性的奥氏体系耐热合金及其制造方法。
用于解决问题的方案
本申请的奥氏体系耐热合金具备母材和母材表面上的Fe-Cr-Ni-W覆膜。母材具有如下化学组成：以质量％计C：0.030～0.120％、Si：0.02～1.00％、Mn：0.10～2.00％、Cr：20.0％以上且小于28.0％、Ni：超过35.0％且为50.0％以下、W：4.0～10.0％、Ti：0.01～0.30％、Nb：0.01～1.00％、sol.Al：0.0005～0.0400％、B：0.0005～0.0100％、Zr：0～0.1000％、Ca：0～0.0500％、REM：0～0.2000％、Hf：0～0.2000％、Pd：0～0.2000％、P：0.040％以下、S：0.010％以下、N：小于0.020％、O：0.0050％以下、Mo：小于0.5％、Co：0～0.80％、Cu：0～0.50％、以及余量：Fe和杂质。Fe-Cr-Ni-W覆膜以氧化物的形式含有Fe：15.0～35.0at.％、Cr：15.0～35.0at.％、Ni：10.0～45.0at.％和W：0.5～16.5at.％。
本申请的奥氏体系耐热合金的制造方法具备准备工序和Fe-Cr-Ni-W覆膜形成工序。在准备工序中，准备具备上述奥氏体系耐热合金的母材的化学组成的坯料。在Fe-Cr-Ni-W覆膜形成工序中，将坯料浸渍于满足式(1)的氢氟酸浓度和满足式(2)的硝酸浓度的溶液中，在坯料的表面形成Fe-Cr-Ni-W覆膜。
35.6≤氢氟酸浓度(质量％)+(0.15Ni+0.85Cr+0.18Fe+0.23W)≤37.7 (1)
23.5≤硝酸浓度(质量％)+(0.25Ni+0.31Cr-0.18Fe+0.24W)≤26.5 (2)
此处，式(1)和式(2)中的各元素符号处代入各元素的含量(质量％)。
发明的效果
本申请的奥氏体系耐热合金即使暴露于600℃的熔盐时也具有充分的耐熔盐腐蚀性。此外，本申请的奥氏体系耐热合金通过例如本申请的制造方法来获得。
附图说明
图1是表示奥氏体系耐热合金的表面的Fe-Cr-Ni-W覆膜的Fe含量和Cr含量与熔盐中的奥氏体系耐热合金的腐蚀减量的关系的图。
图2是表示奥氏体系耐热合金的表面的Fe-Cr-Ni-W覆膜的Ni含量和Fe含量与熔盐中的奥氏体系耐热合金的腐蚀减量的关系的图。
图3是表示奥氏体系耐热合金的表面的Fe-Cr-Ni-W覆膜的Cr含量和Ni含量与熔盐中的奥氏体系耐热合金的腐蚀减量的关系的图。
图4是表示奥氏体系耐热合金的表面的Fe-Cr-Ni-W覆膜的Fe含量和W含量与熔盐中的奥氏体系耐热合金的腐蚀减量的关系的图。
具体实施方式
本发明人等进行了提高奥氏体系耐热合金的耐熔盐腐蚀性的研究。其结果，获得了以下见解。
以往，为了提高耐热钢的耐蚀性而在耐热钢的表面形成以Cr2O3作为主体的Cr氧化覆膜。由此，能够抑制耐热钢的成分向外扩散，并提高耐热钢的耐蚀性。然而，Cr2O3对于熔融硝酸盐等熔盐是活性的。因此，Cr氧化覆膜在熔盐中以铬酸根离子的形式发生溶解。因此，在如以往那样形成Cr氧化覆膜的方法中，难以提高奥氏体系耐热合金的耐熔盐腐蚀性。
另一方面，例如在奥氏体系耐热合金的母材表面形成以Fe氧化物作为主体的覆膜时，Fe氧化物的生长速度明显快。进而，Fe氧化物无法抑制来自熔盐的氧向内扩散，因此，以Fe氧化物作为主体的覆膜难以提高奥氏体系耐热合金的耐熔盐腐蚀性。
另一方面，在例如母材的表面形成以Ni氧化物作为主体的覆膜时，Ni氧化物的生长速度明显慢。因此，难以获得充分厚度的覆膜。此时，无法抑制母材与熔盐的接触。其结果，对于熔盐而言为活性的Cr、W和Mo等元素发生溶解，腐蚀加剧。进而，即使在厚厚地形成包含NiO的Ni氧化物的情况下，也无法抑制来自熔盐的氧、Na和K等向内扩散。因此，即使是以Ni氧化物作为主体的覆膜，也难以提高奥氏体系耐热合金的耐熔盐腐蚀性。
图1～图4是表示奥氏体系耐热合金表面的覆膜组成与熔盐中的奥氏体系耐热合金的腐蚀减量的关系的图。
图1是表示奥氏体系耐热合金表面的Fe-Cr-Ni-W覆膜的Fe含量和Cr含量与熔盐中的奥氏体系耐热合金的腐蚀减量的关系的图。图1由后述实施例获得。图1的纵轴表示奥氏体系耐热合金表面的Fe-Cr-Ni-W覆膜的氧化物形式的Fe含量(at.％)。图1的横轴表示奥氏体系耐热合金表面的Fe-Cr-Ni-W覆膜的氧化物形式的Cr含量(at.％)。图1中的白圈(○)表示熔盐腐蚀试验中的腐蚀减量为10.0mg/cm2以下的实施例。图1中的叉号(×)表示熔盐腐蚀试验中的腐蚀减量超过10.0mg/cm2的比较例。参照图1，如果奥氏体系耐热合金的表面的Fe-Cr-Ni-W覆膜含有氧化物形式的Fe：15.0～35.0at.％、氧化物形式的Cr：15.0～35.0at.％，则能够获得优异的耐熔盐腐蚀性。
图2是表示奥氏体系耐热合金表面的Fe-Cr-Ni-W覆膜的Ni含量和Fe含量与熔盐中的奥氏体系耐热合金的腐蚀减量的关系的图。图2由后述实施例获得。图2的纵轴表示奥氏体系耐热合金表面的Fe-Cr-Ni-W覆膜的氧化物形式的Ni含量(at.％)。图2的横轴表示奥氏体系耐热合金表面的Fe-Cr-Ni-W覆膜的氧化物形式的Fe含量(at.％)。图2中的白圈(○)表示熔盐腐蚀试验中的腐蚀减量为10.0mg/cm2以下的实施例。图2中的叉号(×)表示熔盐腐蚀试验中的腐蚀减量超过10.0mg/cm2的比较例。参照图2，如果奥氏体系耐热合金表面的覆膜含有氧化物形式的Fe：15.0～35.0at.％、氧化物形式的Ni：10.0～45.0at.％，则能够获得优异的耐熔盐腐蚀性。
图3是表示奥氏体系耐热合金表面的Fe-Cr-Ni-W覆膜的Cr含量和Ni含量与熔盐中的奥氏体系耐热合金的腐蚀减量的关系的图。图3由后述实施例获得。图3的纵轴表示奥氏体系耐热合金表面的Fe-Cr-Ni-W覆膜的氧化物形式的Cr含量(at.％)。图3的横轴表示奥氏体系耐热合金表面的Fe-Cr-Ni-W覆膜的氧化物形式的Ni含量(at.％)。图3中的白圈(○)表示熔盐腐蚀试验中的腐蚀减量为10.0mg/cm2以下的实施例。图3中的叉号(×)表示熔盐腐蚀试验中的腐蚀减量超过10.0mg/cm2的比较例。参照图3，如果奥氏体系耐热合金表面的Fe-Cr-Ni-W覆膜含有氧化物形式的Ni：10.0～45.0at.％、氧化物形式的Cr：15.0～35.0at.％，则能够获得优异的耐熔盐腐蚀性。
图4是表示奥氏体系耐热合金表面的Fe-Cr-Ni-W覆膜的Fe含量和W含量与熔盐中的奥氏体系耐热合金的腐蚀减量的关系的图。图4由后述实施例获得。图4的纵轴表示奥氏体系耐热合金表面的Fe-Cr-Ni-W覆膜的氧化物形式的Fe含量(at.％)。图4的横轴表示奥氏体系耐热合金表面的Fe-Cr-Ni-W覆膜的氧化物形式的W含量(at.％)。图4中的白圈(○)表示熔盐腐蚀试验中的腐蚀减量为10.0mg/cm2以下的实施例。图4中的叉号(×)表示熔盐腐蚀试验中的腐蚀减量超过10.0mg/cm2的比较例。参照图4，如果奥氏体系耐热合金表面的Fe-Cr-Ni-W覆膜含有氧化物形式的Fe：15.0～35.0at.％、氧化物形式的W：0.5～16.5at.％，则能够获得优异的耐熔盐腐蚀性。
综上所述，本发明人等发现：如果是含有Fe：15.0～35.0at.％、Cr：15.0～35.0at.％、Ni：10.0～45.0at.％和W：0.5～16.5at.％的Fe-Cr-Ni-W覆膜，则能够提高奥氏体系耐热合金的耐熔盐腐蚀性。可以认为具有该组成的Fe-Cr-Ni-W覆膜提高奥氏体系耐热合金的耐熔盐腐蚀性的理由如下所示。Fe-Cr-Ni-W覆膜与以往的Cr氧化覆膜不同，难以溶解至熔盐中。因此，Fe-Cr-Ni-W覆膜会抑制熔盐与耐热钢的母材的接触。进而，Fe-Cr-Ni-W覆膜抑制熔盐的成分(Na离子或K离子等)向母材的内部扩散。其结果，Fe-Cr-Ni-W覆膜抑制母材的腐蚀，提高奥氏体系耐热合金的耐熔盐腐蚀性。
基于上述见解而完成的本申请的奥氏体系耐热合金具备母材和母材表面上的Fe-Cr-Ni-W覆膜。母材具有如下化学组成：以质量％计C：0.030～0.120％、Si：0.02～1.00％、Mn：0.10～2.00％、Cr：20.0％以上且小于28.0％、Ni：超过35.0％且为50.0％以下、W：4.0～10.0％、Ti：0.01～0.30％、Nb：0.01～1.00％、sol.Al：0.0005～0.0400％、B：0.0005～0.0100％、Zr：0～0.1000％、Ca：0～0.0500％、REM：0～0.2000％、Hf：0～0.2000％、Pd：0～0.2000％、P：0.040％以下、S：0.010％以下、N：小于0.020％、O：0.0050％以下、Mo：小于0.5％、Co：0～0.80％、Cu：0～0.50％、以及余量：Fe和杂质。Fe-Cr-Ni-W覆膜以氧化物的形式含有Fe：15.0～35.0at.％、Cr：15.0～35.0at.％、Ni：10.0～45.0at.％和W：0.5～16.5at.％。
本申请的奥氏体系耐热合金在母材的表面具备Fe-Cr-Ni-W覆膜。Fe-Cr-Ni-W覆膜以恰当的范围且以氧化物的形式含有Fe、Cr、Ni和W。因此，本申请的奥氏体系耐热合金即使暴露于600℃的熔盐时也具有充分的耐熔盐腐蚀性。
上述母材的化学组成以质量％计优选含有Zr：0.0005～0.1000％。
此时，奥氏体系耐热合金的高温强度提高。
上述母材的化学组成以质量％计优选含有Ca：0.0005～0.0500％。
此时，奥氏体系耐热合金的热加工性提高。
上述母材的化学组成以质量％计优选含有选自由REM：0.0005～0.2000％、Hf：0.0005～0.2000％和Pd：0.0005～0.2000％组成的组中的至少1种。
此时，奥氏体系耐热合金的蠕变强度提高。
本申请的奥氏体系耐热合金的制造方法具备准备工序和Fe-Cr-Ni-W覆膜形成工序。在准备工序中，准备具备上述化学组成的坯料。在Fe-Cr-Ni-W覆膜形成工序中，将坯料浸渍于满足式(1)的氢氟酸浓度和满足式(2)的硝酸浓度的溶液中，在坯料的表面形成Fe-Cr-Ni-W覆膜。
35.6≤氢氟酸浓度(质量％)+(0.15Ni+0.85Cr+0.18Fe+0.23W)≤37.7 (1)
23.5≤硝酸浓度(质量％)+(0.25Ni+0.31Cr-0.18Fe+0.24W)≤26.5 (2)
此处，式(1)和式(2)中的各元素符号处代入各元素的含量(质量％)。
以下，针对本申请的奥氏体系耐热合金进行详述。
[奥氏体系耐热合金]
本申请的奥氏体系耐热合金具备母材和母材表面上的Fe-Cr-Ni-W覆膜。
[母材的化学组成]
本申请的奥氏体系耐热合金的母材的化学组成含有以下的元素。只要没有特别记载，则与元素相关的％是指质量％。
C：0.030～0.120％
碳(C)形成碳化物，在获得作为600℃左右的高温用奥氏体系耐热合金而要求的高温拉伸强度和高温蠕变强度方面是必要的元素。如果C含量过低，则得不到该效果。另一方面，如果C含量过高，则会产生未固溶碳化物。如果C含量过高，则还会过量地生成Cr碳化物，奥氏体系耐热合金的焊接性降低。因此，C含量为0.030～0.120％。C含量的下限优选为0.040％，更优选为0.050％。C含量的上限优选为0.110％，更优选为0.100％。
Si：0.02～1.00％
硅(Si)在炼钢时作为脱氧剂添加，对于提高奥氏体系耐热合金的耐氧化性而言也是必要的元素。如果Si含量过低，则得不到该效果。另一方面，如果Si含量过高，则奥氏体系耐热合金的热加工性降低。因此，Si含量为0.02～1.00％。Si含量的下限优选为0.05％，更优选为0.10％。Si含量的上限优选为0.80％，更优选为0.50％。
Mn：0.10～2.00％
锰(Mn)与奥氏体系耐热合金中包含的杂质S键合而形成MnS，使热加工性提高。如果Mn含量过低，则得不到该效果。另一方面，如果Mn含量过高，则奥氏体系耐热合金发生脆化，热加工性反而降低。如果Mn含量过高，则奥氏体系耐热合金的焊接性还会降低。因此，Mn含量为0.10～2.00％。Mn含量的下限优选为0.20％，更优选为0.30％，进一步优选为0.50％。Mn含量的上限优选为1.80％，更优选为1.50％，进一步优选为1.20％。
Cr：20.0％以上且小于28.0％
铬(Cr)是用于提高耐熔盐腐蚀性的重要元素。Cr还会提高奥氏体系耐热合金的耐氧化性。为了在400～600℃的熔盐中确保优异的耐熔盐腐蚀性，需要20.0％以上的Cr含量。以往认为Cr含量越多则耐蚀性越会提高。然而，如果Cr含量过高，则会形成以Cr氧化物作为主体的Cr氧化覆膜。Cr氧化覆膜会溶解至熔盐中，因此，奥氏体系耐热合金的耐熔盐腐蚀性降低。如果Cr含量过高，则组织稳定性还会降低，奥氏体系耐热合金的蠕变强度降低。并且，如果Cr含量过高，则奥氏体系耐热合金的焊接性降低。因此，Cr含量为20.0％以上且小于28.0％。Cr含量的下限优选为20.5％，更优选为21.0％，进一步优选为22.0％。Cr含量的上限优选为27.5％，更优选为26.5％，进一步优选为26.0％。
Ni：超过35.0％且为50.0％以下
镍(Ni)是使奥氏体组织稳定化的元素，对于确保耐熔盐腐蚀性而言也是重要的合金元素。为了获得稳定的奥氏体组织，从与上述Cr含量的平衡出发，Ni需要为超过35.0％的含量。另一方面，Ni含量过高时，不会稳定地形成Fe-Cr-Ni-W覆膜，因此，会形成Cr氧化物或Ni氧化物。此时，熔盐中的奥氏体系耐热合金的耐熔盐腐蚀性降低。如果Ni含量过高，则还会招致成本的上升。如果Ni含量过高，则还会招致奥氏体系耐热合金的蠕变强度的降低。因此，Ni含量超过35.0％且为50.0％以下。Ni含量的下限优选为38.5％，更优选为40.0％，进一步优选为41.0％。Ni含量的上限优选为48.0％，更优选为47.0％，进一步优选为45.0％。
W：4.0～10.0％
钨(W)抑制因固溶强化作用而在高温区域优先发生的晶界滑动蠕变。如果W含量过低，则得不到该效果。另一方面，如果W含量过高，则奥氏体系耐热合金过度硬化，因此，奥氏体系耐热合金的热加工性降低。如果W含量过高，则奥氏体系耐热合金的焊接性还会降低。因此，W含量为4.0～10.0％。W含量的下限优选为4.5％，更优选为6.0％。W含量的上限优选为9.0％，更优选为8.0％。
Ti：0.01～0.30％
钛(Ti)形成碳氮化物而析出，提高奥氏体系耐热合金的高温强度。如果Ti含量过低，则得不到该效果。另一方面，如果Ti含量过高，则会生成未固溶碳氮化物和/或氧化物，助长奥氏体晶粒的混粒化。如果Ti含量过高，则还会引起不均匀的蠕变变形和延性降低。因此，Ti含量为0.01～0.30％。Ti含量的下限优选为0.03％，更优选为0.05％。Ti含量的上限优选为0.25％，更优选为0.20％。
Nb：0.01～1.00％
铌(Nb)形成碳氮化物而析出，提高奥氏体系耐热合金的高温强度。如果Nb含量过低，则得不到该效果。另一方面，如果Nb含量过高，则奥氏体系耐热合金的焊接性降低。因此，Nb含量为0.01～1.00％。Nb含量的下限优选为0.05％，更优选为0.10％。Nb含量的上限优选为0.60％，更优选为0.50％。
sol.Al：0.0005～0.0400％
铝(Al)被用作脱氧剂。如果Al含量过低，则得不到该效果。另一方面，如果Al大量残留，则奥氏体系耐热合金的组织稳定性降低。因此，Al含量为0.0005～0.0400％。Al含量的下限优选为0.0010％，更优选为0.0050％。Al含量的上限优选为0.0300％，更优选为0.0200％。本申请中，Al含量是指酸可溶性Al(sol.Al)的含量。
B：0.0005～0.0100％
硼(B)降低后述N和O的含量，抑制氧化物、氮化物。如果B含量过低，则得不到该效果。另一方面，如果B含量过高，则奥氏体系耐热合金的焊接性降低。因此，B含量为0.0005～0.0100％。B含量的下限优选为0.0007％，更优选为0.0010％。B含量的上限优选为0.0080％，更优选为0.0050％。
本申请的奥氏体系耐热合金的母材的化学组成的余量由Fe和杂质组成。此处，母材的化学组成中的杂质是指：在工业制造奥氏体系耐热合金时，从作为原料的矿石、废料或制造环境等中混入的物质，其在不对本申请的奥氏体系耐热合金造成不良影响的范围内是允许的。
[关于任选元素]
本申请的奥氏体系耐热合金的母材的化学组成可以含有下述元素作为任选元素。
Zr：0～0.1000％
锆(Zr)是任选元素，可以不含有。即，Zr含量可以为0％。在含有的情况下，Zr强化晶界而提高奥氏体系耐热合金的高温强度。只要略微含有Zr，就能够获得该效果。另一方面，如果Zr含量过高，则与Ti同样地会生成未固溶的氧化物、氮化物，助长晶界滑动蠕变和不均匀的蠕变变形。如果Zr含量过高，则奥氏体系耐热合金的高温区域中的蠕变强度和延性还会降低。因此，Zr含量为0～0.1000％。Zr含量的下限优选为0.0005％，更优选为0.0010％。Zr含量的上限优选为0.0600％。
Ca：0～0.0500％
钙(Ca)是任选元素，可以不含有。即，Ca含量可以为0％。在含有的情况下，Ca与S键合而使S稳定化，提高奥氏体系耐热合金的热加工性。只要略微含有Ca，就能够获得该效果。另一方面，如果Ca含量过高，则奥氏体系耐热合金的韧性、延性和钢品质降低。因此，Ca含量为0～0.0500％。Ca含量的下限优选为0.0005％。Ca含量的上限优选为0.0100％。
REM：0～0.2000％、
稀土元素(REM)是任选元素，可以不含有。即，REM含量可以为0％。在含有的情况下，REM形成稳定的氧化物、硫化物，抑制O和S的不优选的影响。在含有REM的情况下，奥氏体系耐热合金的耐蚀性、热加工性、蠕变强度和蠕变延性提高。只要略微含有REM，就能够获得该效果。另一方面，如果REM含量过高，则会过量生成氧化物等夹杂物，奥氏体系耐热合金的热加工性和焊接性降低。因此，REM含量为0～0.2000％。REM含量的下限优选为0.0005％，更优选为0.0010％。REM含量的上限优选为0.1000％。本申请中，REM是指元素周期表中在从元素编号57的镧(La)至元素编号71的镥(Lu)为止的元素中外加钇(Y)和钪(Sc)的17种元素。REM含量是指这些元素的合计含量。
Hf：0～0.2000％、
铪(Hf)是任选元素，可以不含有。即，Hf含量可以为0％。在含有的情况下，Hf形成稳定的氧化物、硫化物，抑制O和S的不优选的影响。在含有Hf的情况下，奥氏体系耐热合金的耐蚀性、热加工性、蠕变强度和蠕变延性提高。只要略微含有Hf，就能够获得该效果。另一方面，如果Hf含量过高，则会过量地生成氧化物等夹杂物，奥氏体系耐热合金的热加工性和焊接性降低。因此，Hf含量为0～0.2000％。Hf含量的下限优选为0.0005％，更优选为0.0010％。Hf含量的上限优选为0.1000％。
Pd：0～0.2000％、
钯(Pd)是任选元素，可以不含有。即，Pd含量可以为0％。在含有的情况下，Pd形成稳定的氧化物、硫化物，抑制O和S的不优选的影响。在含有Pd的情况下，奥氏体系耐热合金的耐蚀性、热加工性、蠕变强度和蠕变延性提高。只要略微含有Pd，就能够获得该效果。另一方面，如果Pd含量过高，则会过量地生成氧化物等夹杂物，奥氏体系耐热合金的热加工性和焊接性降低。因此，Pd含量为0～0.2000％。Pd含量的下限优选为0.0005％，更优选为0.0010％。Pd含量的上限优选为0.1000％。
杂质包括例如下述元素。出于以下的理由，这些元素的含量受到限制。
P：0.040％以下
磷(P)是不可避免地含有的杂质。即，P含量的下限超过0％。P降低奥氏体系耐热合金的焊接性和热加工性。因此，P含量为0.040％以下。P含量的优选上限为0.030％。P含量越低越优选。但是，P含量的极端降低会大幅提高制造成本。因此，在考虑到工业生产的情况下，P含量的优选下限为0.0005％。
S：0.010％以下
硫(S)是不可避免地含有的杂质。即，S含量的下限超过0％。S降低奥氏体系耐热合金的焊接性和热加工性。因此，S含量为0.010％以下。S含量的优选上限为0.008％。S含量越低越优选。但是，在含有若干量的S来提高焊接时的钢水流动性的情况下，可以含有0.004％以上。
N：小于0.020％
氮(N)是不可避免地含有的杂质。即，N含量的下限超过0％。如果N含量过高，则会生成Ti、B的未固溶碳氮化物，奥氏体系耐热合金的组织形成混粒。此时，会助长高温区域中的晶界滑动蠕变和不均匀的蠕变变形，奥氏体系耐热合金的强度降低。因此，N含量小于0.020％。N含量的上限优选为0.016％，更优选为0.010％。N含量越低越优选。但是，N含量的极端降低会大幅提高制造成本。因此，在考虑到工业生产的情况下，N含量的优选下限为0.005％。
O：0.0050％以下
氧(O)是不可避免地含有的杂质。即，O含量的下限超过0％。如果O含量过高，则会生成Ti、Al的未固溶氧化物，奥氏体系耐热合金的组织形成混粒。此时，会助长高温区域中的晶界滑动蠕变和不均匀的蠕变变形，奥氏体系耐热合金的强度降低。因此，O含量为0.0050％以下。O含量的上限优选为0.0030％。O含量越低越优选。但是，O含量的极端降低会大幅提高制造成本。因此，在考虑到工业生产的情况下，O含量的优选下限为0.0005％。
Mo：小于0.5％
钼(Mo)是不可避免地含有的杂质。即，Mo含量的下限超过0％。如果Mo含量过高，则在高温环境下会成为奥氏体系耐热合金生成脆化层的原因。如果Mo含量过高，则奥氏体系耐热合金的耐蚀性还会降低。因此，Mo含量小于0.5％。Mo含量的上限优选为0.3％，更优选为0.1％。Mo含量越低越优选。但是，Mo含量的极端降低会大幅提高制造成本。因此，在考虑到工业生产的情况下，Mo含量的优选下限为0.01％。
Co：0～0.80％
钴(Co)是有时从废料等混入的杂质。存在不含Co的情况。即，Co含量可以为0％。如果Co含量过高，则奥氏体系耐热合金的热加工性降低。因此，不积极地添加Co。Co含量为0～0.80％。含有Co时，Co含量的下限超过0％。但是，在含有若干量的Co来提高蠕变强度的情况下，可以含有0.01％以上。
Cu：0～0.50％
铜(Cu)是有时从废料等混入的杂质。存在不含Cu的情况。即，Cu含量可以为0％。如果Cu含量过高，则会助长高温区域中的晶界滑动蠕变。因此，不积极地添加Cu。Cu含量为0～0.50％。含有Cu时，Cu含量的下限超过0％。Cu含量的上限优选为0.20％。但是，在含有若干量的Cu来提高强度的情况下，可以含有0.01％以上。
[母材]
本申请的奥氏体系耐热合金的母材的显微组织去除析出物后为奥氏体单相。本申请的奥氏体系耐热合金的形状没有特别限定。奥氏体系耐热合金的形状可以为管、板、棒、线材和模具钢。奥氏体系耐热合金可优选地用作管。
[Fe-Cr-Ni-W覆膜]
Fe-Cr-Ni-W覆膜形成在母材的表面上。奥氏体系耐热合金通过在母材的表面上具备Fe-Cr-Ni-W覆膜，从而耐熔盐腐蚀性提高。
Fe-Cr-Ni-W覆膜以氧化物的形式含有Fe：15.0～35.0at.％、Cr：15.0～35.0at.％、Ni：10.0～45.0at.％和W：0.5～16.5at.％。此处，以氧化物的形式是指：在将Fe-Cr-Ni-W覆膜中包含的所有阳离子(包括氧化物和金属在内的全部阳离子)设为100％时，与氧键合而以氧化物的形式存在的阳离子。换言之，关于Fe-Cr-Ni-W覆膜，在将包括氧化物和金属在内的所有阳离子设为100％的阳离子分率中，以氧化物的形式含有Fe：15.0～35.0at.％、Cr：15.0～35.0at.％、Ni：10.0～45.0at.％和W：0.5～16.5at.％。
Fe-Cr-Ni-W覆膜有时还含有其它元素(换言之，除了Fe、Cr、Ni和W之外的元素)。其它元素是指母材的化学组成中包含的元素。其它元素以氧化物或金属的形式含有在Fe-Cr-Ni-W覆膜中。其它元素是指例如选自由Al、Si、Ti、Mn、Nb、Mo和Cu组成的组中的1种或2种以上。Fe-Cr-Ni-W覆膜可以以氧化物的形式含有合计为1at.％以下的其它元素。换言之，Fe-Cr-Ni-W覆膜包含：Fe、Cr、Ni、W和其它元素的氧化物；以金属的形式存在的Fe、Cr、Ni、W和其它元素；以及杂质。Fe-Cr-Ni-W覆膜以氧化物的形式且以恰当的范围含有Fe、Cr、Ni和W时，在600℃的熔盐中，奥氏体系耐热合金的耐熔盐腐蚀性提高。
Fe-Cr-Ni-W覆膜中以氧化物的形式且以恰当的范围含有Fe、Cr、Ni和W时，Fe-Cr-Ni-W覆膜难以溶解至熔盐中。因此，Fe-Cr-Ni-W覆膜抑制熔盐与母材表面的接触。Fe-Cr-Ni-W覆膜还会抑制熔盐的成分(Na离子和K离子等)向钢材侧的内部扩散。其结果，在600℃的熔盐中，Fe-Cr-Ni-W覆膜生长，且Fe向外扩散而在Fe-Cr-Ni-W覆膜的表面侧形成Fe-Na氧化物。进而，氧向内扩散而在Fe-Cr-Ni-W覆膜的合金侧形成Cr2O3。由此，奥氏体系耐热合金的耐熔盐腐蚀性提高。
Fe-Cr-Ni-W覆膜的氧化物形式的Fe含量超过35.0at.％时，在熔盐中在Fe-Cr-Ni-W覆膜的表面会形成以Fe氧化物作为主体的氧化皮。Fe氧化物的生长速度明显快，进而，无法抑制来自熔盐的氧向内扩散，因此，奥氏体系耐热合金的耐熔盐腐蚀性降低。另一方面，Fe-Cr-Ni-W覆膜中的氧化物形式的Fe含量小于15.0at.％时，在熔盐中会形成以Cr氧化物为主体的氧化皮，耐熔盐腐蚀性降低。其结果，奥氏体系耐热合金的耐熔盐腐蚀性降低。因此，Fe-Cr-Ni-W覆膜中的氧化物形式的Fe含量为15.0～35.0at.％。氧化物形式的Fe含量的下限优选为18.0at.％。氧化物形式的Fe含量的上限优选为30.0at.％。
Fe-Cr-Ni-W覆膜中的氧化物形式的Cr含量超过35.0at.％时，在熔盐中会形成以Cr氧化物作为主体的氧化皮。由于Cr氧化物会溶解至熔盐中而无法抑制熔盐与母材的接触。其结果，奥氏体系耐热合金的耐熔盐腐蚀性降低。另一方面，Fe-Cr-Ni-W覆膜中的氧化物形式的Cr含量小于15.0at.％时，在熔盐中不会形成抑制合金元素向Fe-Cr-Ni-W覆膜的合金侧的外部扩散的Cr2O3，因此，奥氏体系耐热合金的耐熔盐腐蚀性降低。因此，Fe-Cr-Ni-W覆膜的氧化物形式的Cr含量为15.0～35.0at.％。氧化物形式的Cr含量的下限优选为18.0at.％。氧化物形式的Cr含量的上限优选为30.0at％，更优选为25.0at.％。
Fe-Cr-Ni-W覆膜的氧化物形式的Ni含量超过45.0at.％时，在熔盐中在Fe-Cr-Ni-W覆膜的表面会形成以Ni氧化物作为主体的氧化皮。如果形成Ni氧化物，则Fe-Cr-Ni-W覆膜的耐熔盐腐蚀性降低。因此，形成Ni氧化物后，Fe-Cr-Ni-W覆膜无法抑制熔盐的成分(Na离子和K离子等)向钢材侧的内部扩散。其结果，奥氏体系耐热合金的耐熔盐腐蚀性降低。另一方面，Fe-Cr-Ni-W覆膜的氧化物形式的Ni含量小于10.0at.％时，在熔盐中会形成以Fe氧化物作为主体的氧化皮。Fe氧化物的生长速度明显快，进而，无法抑制来自熔盐的氧向内扩散，因此奥氏体系耐热合金的耐熔盐腐蚀性降低。因此，Fe-Cr-Ni-W覆膜的氧化物形式的Ni含量为10.0～45.0at.％。氧化物形式的Ni含量的下限优选为12.0at.％。氧化物形式的Ni含量的上限优选为40.0at.％，更优选为35.0at.％，进一步优选为30.0at.％。
Fe-Cr-Ni-W覆膜中的氧化物形式的W含量超过16.5at.％时，在熔盐中会剧烈地发生W自Fe-Cr-Ni-W覆膜的溶解，在Fe-Cr-Ni-W覆膜的合金侧，抑制合金元素向外扩散的Cr2O3的形成受到抑制。其结果，奥氏体系耐热合金的耐熔盐腐蚀性降低。另一方面，Fe-Cr-Ni-W覆膜的氧化物形式的W含量小于0.5at.％时，对Fe-Cr-Ni-W覆膜中的穿过Fe-Cr-Ni-W覆膜的熔盐的成分(Na离子和K离子等)向钢材侧的内部扩散和来自合金的Cr向外扩散进行抑制的能力降低。其结果，奥氏体系耐热合金的耐熔盐腐蚀性降低。因此，Fe-Cr-Ni-W覆膜的氧化物形式的W含量为0.5～16.5at.％。氧化物形式的W含量的下限优选为1.0at.％。氧化物形式的W含量的上限优选为15.0at.％。
[Fe-Cr-Ni-W覆膜的组成的测定方法]
Fe-Cr-Ni-W覆膜的组成利用下述方法进行测定。由具备Fe-Cr-Ni-W覆膜的奥氏体系耐热合金采取包含Fe-Cr-Ni-W覆膜的试验片。针对Fe-Cr-Ni-W覆膜的表面，沿着Fe-Cr-Ni-W覆膜的厚度方向利用XPS(X-ray Photoelectron Spectroscopy)制作深度剖面。关于利用深度剖面求出的各元素，实施状态分析，分离成以氧化物的形式存在的元素(阳离子)和以金属的形式存在的元素(阳离子)。将包含以金属的形式存在的阳离子和以氧化物的形式存在的阳离子这两者在内的全部阳离子的合计浓度设为100％，算出以氧化物的形式存在的Fe、Cr、Ni和W的阳离子分数(at.％)。阳离子分数的计算范围是自Fe-Cr-Ni-W覆膜的表面起至O(氧)的检测强度达到Fe-Cr-Ni-W覆膜表面的氧检测强度的一半时的深度位置为止的范围。XPS利用下述条件进行测定。
·装置：XPS测定装置(ULVAC-PHI公司、QuanteraSXM)
·X射线：mono-AlKα射线(hν＝1486.6eV)、X射线径：100μmΦ
·中和枪：1.0V、20μA
·溅射条件：Ar+、加速电压：1kV、光栅：2×2mm
·溅射速度：1.8nm/min.(SiO2换算值)
[Fe-Cr-Ni-W覆膜的厚度]
Fe-Cr-Ni-W覆膜的厚度为例如3.0～12.0nm。如果Fe-Cr-Ni-W覆膜的厚度为3.0nm以上，则能够更稳定地阻断熔盐与合金的接触，因此，奥氏体系耐热合金的耐熔盐腐蚀性更稳定地提高。Fe-Cr-Ni-W覆膜的厚度的下限优选为5.0nm。Fe-Cr-Ni-W覆膜的厚度的上限优选为10.0nm。
[Fe-Cr-Ni-W覆膜的厚度的测定方法]
与上述Fe-Cr-Ni-W覆膜的组成的测定方法同样地，针对Fe-Cr-Ni-W覆膜表面，沿着Fe-Cr-Ni-W覆膜的厚度方向实施XPS测定。将自Fe-Cr-Ni-W覆膜的表面起至O(氧)的检测强度达到Fe-Cr-Ni-W覆膜表面的氧检测强度的一半时的位置为止的距离(深度)定义为Fe-Cr-Ni-W覆膜的厚度。
[制造方法]
本申请的奥氏体系耐热合金可利用例如下述方法进行制造。制造方法具备准备工序和Fe-Cr-Ni-W覆膜形成工序。以下，作为一例，针对制造无缝钢管时的制造方法进行说明。然而，本申请的制造方法不限定于制造无缝钢管的情况。
[准备工序]
在准备工序中，准备具备上述奥氏体系耐热合金的母材的化学组成的坯料。坯料可以为通过连续铸造法(包括圆形CC)而制造的扁钢坯、钢锭、钢坯。此外，也可以是将通过铸锭法而制造的钢锭进行热加工而制造的钢坯。还可以是利用热加工由扁钢坯或钢锭制造的钢坯。
将坯料装入加热炉或均热炉中，进行加热。加热温度为例如1000～1350℃。对经加热的坯料进行热加工。例如，作为热加工，实施曼内斯曼法。具体而言，通过穿孔机对坯料进行穿轧而制成管坯。接着，利用芯棒式无缝管轧机、定径机对坯料进行拉伸轧制、定径轧制而制造无缝钢管。作为热加工，可以实施热挤出，也可以实施热锻。热加工的温度例如为500～1100℃。
根据需要，可以在中途对通过热加工而制造的坯料实施热处理，也可以实施冷加工。冷加工例如为冷轧、冷拔。实施冷加工时，为了控制坯料的组织而可以实施热处理。最后可以进行清洗而去除表面的异物。通过上述工序来制造作为无缝钢管的坯料。
坯料可以为钢板。此时，将坯料进行热加工而制造钢板。进而，可以将钢板焊接来制造焊接钢管。
在热加工后(实施冷加工的情况下为冷加工后)且Fe-Cr-Ni-W覆膜形成工序之前，可以将坯料浸渍于硫酸。由此，更容易形成Fe-Cr-Ni-W覆膜。
[Fe-Cr-Ni-W覆膜形成工序]
在Fe-Cr-Ni-W覆膜形成工序中，将坯料浸渍于含有氢氟酸和硝酸的Fe-Cr-Ni-W覆膜形成溶液，在坯料的表面形成Fe-Cr-Ni-W覆膜。
[Fe-Cr-Ni-W覆膜形成溶液]
Fe-Cr-Ni-W覆膜形成溶液含有氢氟酸、硝酸和溶剂。Fe-Cr-Ni-W覆膜形成溶液具有满足式(1)的氢氟酸浓度和满足式(2)的硝酸浓度。
[关于式(1)]
Fe-Cr-Ni-W覆膜形成溶液的氢氟酸浓度满足式(1)。
35.6≤氢氟酸浓度(质量％)+(0.15Ni+0.85Cr+0.18Fe+0.23W)≤37.7 (1)
此处，式(1)中的各元素符号处代入各元素的含量(质量％)。
定义Fn1＝0.15Ni+0.85Cr+0.18Fe+0.23W。在热加工后的坯料表面形成有数10μm的氧化皮。例如，即使通过喷丸而去除氧化皮，也会残留数μm左右的氧化皮。Fe-Cr-Ni-W覆膜形成溶液的氢氟酸浓度不满足35.6≤氢氟酸浓度(质量％)+Fn1时，无法充分地去除所残留的氧化皮。此时，会阻碍Fe-Cr-Ni-W覆膜的均匀形成。另一方面，Fe-Cr-Ni-W覆膜形成溶液的氢氟酸浓度不满足氢氟酸浓度(质量％)+Fn1≤37.7时，坯料表面的溶解变得剧烈，发生晶界腐蚀，阻碍Fe-Cr-Ni-W覆膜的均匀形成。因此，35.6≤氢氟酸浓度(质量％)+Fn1≤37.7。
[关于式(2)]
Fe-Cr-Ni-W覆膜形成溶液的硝酸浓度满足式(2)。
23.5≤硝酸浓度(质量％)+(0.25Ni+0.31Cr-0.18Fe+0.24W)≤26.5 (2)
此处，式(2)中的各元素符号处代入各元素的含量(质量％)。
定义Fn2＝0.25Ni+0.31Cr-0.18Fe+0.24W。Fe-Cr-Ni-W覆膜形成溶液的硝酸浓度不满足23.5≤硝酸浓度(质量％)+Fn2时，Fe-Cr-Ni-W覆膜的Cr浓度降低，不会形成具有恰当化学组成的Fe-Cr-Ni-W覆膜。另一方面，Fe-Cr-Ni-W覆膜形成溶液的硝酸浓度不满足硝酸浓度(质量％)+Fn2≤26.5时，Fe-Cr-Ni-W覆膜的Fe浓度降低，不会形成具有恰当化学组成的Fe-Cr-Ni-W覆膜。因此，23.5≤硝酸浓度(质量％)+Fn2≤26.5。
Fe-Cr-Ni-W覆膜形成溶液可以在含有氢氟酸和硝酸的基础上含有溶剂。溶剂是指选自由例如水以及分散或溶解于水的有机溶剂组成的组中的1种或2种。Fe-Cr-Ni-W覆膜形成溶液可以含有其它成分。其它成分是指选自由例如Fe离子、Cr离子、Ni离子、W离子、Mo离子和其它母材的化学组成所包含的金属元素的离子、以及表面活性剂组成的组中的1种或2种以上。其它添加物有时合计含有5质量％以下。
Fe-Cr-Ni-W覆膜形成溶液的温度(处理温度)和坯料在Fe-Cr-Ni-W覆膜形成溶液中的浸渍时间(处理时间)可以适当设定。处理温度为例如20～50℃。处理时间为例如30分钟～25小时。
例如，可通过上述工序来制造本申请的奥氏体系耐热合金。
以下，通过实施例更具体地说明本申请，但本申请不限定于这些实施例。
实施例
制造具有各种母材的化学组成和覆膜的组成的奥氏体系耐热合金，调查其在熔盐中的耐熔盐腐蚀性。
[调查方法]
将具有表1所示的化学组成的合金编号为1～16的坯料进行熔炼，制造钢锭。参照表1，合金编号为1～10的合金在本申请的奥氏体系耐热合金的母材的化学组成的范围内。另一方面，合金编号为11～16的合金在本申请的奥氏体系耐热合金的母材的化学组成的范围外。合金编号为15的合金具有与公知的SUS347H相当的化学组成。合金编号为16的合金具有与公知的Alloy625相当的化学组成。
[表1]
Figure BDA0002575191210000211
[准备工序]
将所得钢锭加热至1220℃，利用热锻成形为板材后，冷却至室温为止。冷却后，通过外表面切削而成形为厚度20mm的板材。接着，在室温下进行辊轧制，成形为厚度14mm的板材。接着，将板材加热至1200℃，保持15分钟后进行水冷，制造坯料。
[Fe-Cr-Ni-W覆膜/覆膜形成工序]
表2示出各试验编号的合金编号和覆膜形成溶液的条件。各试验编号的合金板被浸渍于30℃的覆膜形成溶液(含有5.5g/L的Fe离子)。关于处理时间，试验编号1～14和试验编号24～29中，使用具有表2所示的氢氟酸浓度和硝酸浓度的Fe-Cr-Ni-W覆膜形成溶液，处理时间为2小时。试验编号15～23中，使用具有不满足式(1)和/或式(2)的氢氟酸浓度和硝酸浓度的处理液，处理时间为30分钟。通过上述工序来制造奥氏体系耐热合金。
对各试验编号的合金板的覆膜组成进行分析，实施其在熔盐中的腐蚀试验。
[覆膜的组成分析]
利用下述方法测定在各试验编号的合金板的母材的表面形成的覆膜的组成。自各试验编号的合金板采取具备在合金板表面形成的覆膜的试验片。针对覆膜的表面，沿着覆膜的厚度方向利用XPS制作深度剖面。关于利用深度剖面求出的各元素，实施状态分析，分离成以氧化物的形式存在的元素(阳离子)和以金属的形式存在的元素(阳离子)。将包含以金属的形式存在的阳离子和以氧化物的形式存在的阳离子这两者在内的全部阳离子的合计浓度设为100％，算出以氧化物的形式存在的Fe、Cr、Ni和W的阳离子分数(at.％)。阳离子分数的计算范围是自覆膜的表面起至O(氧)的检测强度达到覆膜表面的氧检测强度的一半时的深度位置为止的范围。XPS利用下述条件进行测定。
·装置：XPS测定装置(ULVAC-PHI公司、QuanteraSXM)
·X射线：mono-AlKα射线(hν＝1486.6eV)、X射线径：100μmΦ
·中和枪：1.0V、20μA
·溅射条件：Ar+、加速电压：1kV、光栅：2×2mm
·溅射速度：1.8nm/min.(SiO2换算值)
[覆膜的厚度测定试验]
与上述覆膜的组成分析同样地，针对各试验编号的合金板的表面，沿着覆膜的厚度方向实施XPS测定。将O(氧)的检测强度达到覆膜表面的氧检测强度的一半时的深度位置(半值宽度)设为覆膜的厚度。将结果示于表2。
[熔盐腐蚀试验]
通过下述试验来评价各试验编号的合金板在熔盐中的耐熔盐腐蚀性。从形成覆膜后的各试验编号的合金板切出厚度1.5mm×宽度15mm×长度25mm的试验片。将试验片表面用耐水研磨纸进行研磨后，实施脱脂和干燥并用于试验。熔盐通过将以60:40的重量比率混合NaNO3和KNO3而得的物质加热至600℃来调整。将试验片以600℃的试验温度浸渍至熔盐中。试验时间为3000小时。在试验后去除形成于表面的氧化皮。由试验前的合金板的重量与试验后的合金板的重量之差算出腐蚀减量(mg/cm2)。将结果示于表2。
[表2]
Figure BDA0002575191210000241
[试验结果]
在表2中示出试验结果。试验编号1～14的合金板的母材的化学组成是恰当的。试验编号1～14的合金板进一步在母材的表面具备具有恰当组成的Fe-Cr-Ni-W覆膜。因此，试验编号1～14的合金板的腐蚀减量为10.0mg/cm2以下，耐熔盐腐蚀性优异。
另一方面，试验编号15～17和22的钢板虽然母材的化学组成恰当，但处理液的氢氟酸浓度和硝酸浓度不满足式(1)和式(2)。因此，在母材表面形成的覆膜的组成不恰当。其结果，试验编号15～17和22的钢板的腐蚀减量超过10.0mg/cm2，未显示优异的耐熔盐腐蚀性。
试验编号18的钢板虽然母材的化学组成恰当，但处理液的氢氟酸浓度过高，不满足式(1)。因此，在母材表面形成的覆膜的组成不恰当。其结果，试验编号18的钢板的腐蚀减量为15.4mg/cm2，未显示优异的耐熔盐腐蚀性。
试验编号19的钢板虽然母材的化学组成恰当，但处理液的氢氟酸浓度过低，不满足式(1)。因此，在母材表面形成的覆膜的组成不恰当。其结果，试验编号19的钢板的腐蚀减量为15.3mg/cm2，未显示优异的耐熔盐腐蚀性。
试验编号20和23的钢板虽然母材的化学组成恰当，但处理液的硝酸浓度过高，不满足式(2)。因此，在母材表面形成的覆膜的组成不恰当。其结果，试验编号20和23的钢板的腐蚀减量为13.6mg/cm2和11.8mg/cm2，未显示优异的耐熔盐腐蚀性。
试验编号21的钢板虽然母材的化学组成恰当，但处理液的硝酸浓度过低，不满足式(2)。因此，在母材表面形成的覆膜的组成不恰当。其结果，试验编号21的钢板的腐蚀减量为14.2mg/cm2，未显示优异的耐熔盐腐蚀性。
试验编号24的钢板的母材的Cr含量过高。其结果，在母材表面形成的覆膜的组成不恰当。其结果，试验编号24的钢板的腐蚀减量为14.6mg/cm2，未显示优异的耐熔盐腐蚀性。
试验编号25的钢板的母材的Cr含量过低。其结果，在母材表面形成的覆膜的组成不恰当。其结果，试验编号25的钢板的腐蚀减量为12.1mg/cm2，未显示优异的耐熔盐腐蚀性。
试验编号26的钢板的母材的Ni含量过高。其结果，在母材表面形成的覆膜的组成不恰当。其结果，试验编号26的钢板的腐蚀减量为15.6mg/cm2，未显示优异的耐熔盐腐蚀性。
试验编号27的钢板的母材的Ni含量过低。其结果，在母材表面形成的覆膜的组成不恰当。其结果，试验编号27的钢板的腐蚀减量为13.2mg/cm2，未显示优异的耐熔盐腐蚀性。
试验编号28的钢板的母材的化学组成是与公知的SUS347H相当的化学组成，不恰当。其结果，试验编号28的钢板的腐蚀减量为10.9mg/cm2，未显示优异的耐熔盐腐蚀性。
试验编号29的钢板的母材的化学组成是与公知的Alloy625相当的化学组成，不恰当。其结果，试验编号29的钢板的腐蚀减量为15.9mg/cm2，未显示优异的耐熔盐腐蚀性。
以上，说明了本申请的实施方式。然而，上述实施方式只不过是用于实施本申请的例示。因此，本申请不限定于上述实施方式，可以在不超脱其主旨的范围内，适当变更上述实施方式来实施。

Claims (6)

1.一种奥氏体系耐热合金，其具备母材且在所述母材的表面上具备Fe-Cr-Ni-W覆膜，
所述母材具有下述化学组成：以质量％计
C：0.030～0.120％、
Si：0.02～1.00％、
Mn：0.10～2.00％、
Cr：20.0％以上且小于28.0％、
Ni：超过35.0％且为50.0％以下、
W：4.0～10.0％、
Ti：0.01～0.30％、
Nb：0.01～1.00％、
sol.Al：0.0005～0.0400％、
B：0.0005～0.0100％、
Zr：0～0.1000％、
Ca：0～0.0500％、
REM：0～0.2000％、
Hf：0～0.2000％、
Pd：0～0.2000％、
P：0.040％以下、
S：0.010％以下、
N：小于0.020％、
O：0.0050％以下、
Mo：小于0.5％、
Co：0～0.80％、
Cu：0～0.50％、以及
余量：Fe和杂质，
所述Fe-Cr-Ni-W覆膜以氧化物的形式含有Fe：15.0～35.0at.％、Cr：15.0～35.0at.％、Ni：10.0～45.0at.％和W：0.5～16.5at.％。
2.根据权利要求1所述的奥氏体系耐热合金，其中，
所述母材的化学组成以质量％计含有Zr：0.0005～0.1000％。
3.根据权利要求1所述的奥氏体系耐热合金，其中，
所述母材的化学组成以质量％计含有Ca：0.0005～0.0500％。
4.根据权利要求2所述的奥氏体系耐热合金，其中，
所述母材的化学组成以质量％计含有Ca：0.0005～0.0500％。
5.根据权利要求1～4中任一项所述的奥氏体系耐热合金，其中，
所述母材的化学组成以质量％计含有选自由REM：0.0005～0.2000％、Hf：0.0005～0.2000％和Pd：0.0005～0.2000％组成的组中的至少1种。
6.一种奥氏体系耐热合金的制造方法，其具备：
准备具备权利要求1～5中任一项所述的化学组成的坯料的工序；以及，
将所述坯料浸渍于满足式(1)的氢氟酸浓度和满足式(2)的硝酸浓度的溶液中，在所述坯料的表面形成所述Fe-Cr-Ni-W覆膜的工序，
35.6≤氢氟酸浓度(质量％)+(0.15Ni+0.85Cr+0.18Fe+0.23W)≤37.7 (1)
23.5≤硝酸浓度(质量％)+(0.25Ni+0.31Cr-0.18Fe+0.24W)≤26.5 (2)
此处，式(1)和式(2)中的各元素符号处代入各元素的质量％含量。
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Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN114134433A (zh) * 2021-11-02 2022-03-04 大连理工大学 一种基于成分协同变化关系的gh2132高温合金及制备方法

Citations (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS6333549A (ja) * 1986-07-29 1988-02-13 Nippon Kokan Kk <Nkk> 耐石炭灰腐食ボイラ用オ−ステナイト鋼管およびその製造法
JPH0841595A (ja) * 1994-07-26 1996-02-13 Nkk Corp 塩化物を含む溶融塩中において優れた耐食性を有する Ｆｅ−Ｃｒ−Ｎｉ系合金鋼
WO2009154161A1 (ja) * 2008-06-16 2009-12-23 住友金属工業株式会社 オーステナイト系耐熱合金ならびにこの合金からなる耐熱耐圧部材とその製造方法
WO2011113139A1 (en) * 2010-03-15 2011-09-22 National Research Council Of Canada Composite coatings for oxidation protection
CN103717767A (zh) * 2011-08-09 2014-04-09 新日铁住金株式会社 Ni基耐热合金
CN103946403A (zh) * 2011-11-15 2014-07-23 新日铁住金株式会社 奥氏体系无缝耐热合金管
KR20170036833A (ko) * 2015-09-18 2017-04-03 현대자동차주식회사 오스테나이트계 내열볼트 및 그 제조방법
CN107250417A (zh) * 2015-02-12 2017-10-13 新日铁住金株式会社 奥氏体系耐热合金焊接接头的制造方法及使用其得到的焊接接头
JP2017206717A (ja) * 2016-05-16 2017-11-24 新日鐵住金株式会社 オーステナイト系耐熱合金部材
CA3028948A1 (en) * 2016-06-28 2018-01-04 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Austenitic alloy material and austenitic alloy pipe

Family Cites Families (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0730428B2 (ja) 1987-09-09 1995-04-05 株式会社東芝 耐溶融塩腐食材料
JP2001107196A (ja) * 1999-10-07 2001-04-17 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐溶接割れ性と耐硫酸腐食性に優れたオーステナイト鋼溶接継手およびその溶接材料
JP2013199663A (ja) 2012-03-23 2013-10-03 Nisshin Steel Co Ltd 耐溶融硝酸塩腐食性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼および溶融硝酸塩を蓄熱媒体とする集熱管ならびに蓄熱システム
US20150107072A1 (en) * 2013-10-22 2015-04-23 Kazim Ozbaysal Fatigue resistant turbine through bolt
JP2016050328A (ja) 2014-08-29 2016-04-11 株式会社豊田自動織機 太陽熱集熱管用管部材
JP6493566B2 (ja) * 2016-01-05 2019-04-03 新日鐵住金株式会社 オーステナイト系耐熱合金及びその製造方法
CN111542639A (zh) * 2017-12-28 2020-08-14 日本制铁株式会社 奥氏体系耐热合金

Patent Citations (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS6333549A (ja) * 1986-07-29 1988-02-13 Nippon Kokan Kk <Nkk> 耐石炭灰腐食ボイラ用オ−ステナイト鋼管およびその製造法
JPH0841595A (ja) * 1994-07-26 1996-02-13 Nkk Corp 塩化物を含む溶融塩中において優れた耐食性を有する Ｆｅ−Ｃｒ−Ｎｉ系合金鋼
WO2009154161A1 (ja) * 2008-06-16 2009-12-23 住友金属工業株式会社 オーステナイト系耐熱合金ならびにこの合金からなる耐熱耐圧部材とその製造方法
WO2011113139A1 (en) * 2010-03-15 2011-09-22 National Research Council Of Canada Composite coatings for oxidation protection
CN103717767A (zh) * 2011-08-09 2014-04-09 新日铁住金株式会社 Ni基耐热合金
CN103946403A (zh) * 2011-11-15 2014-07-23 新日铁住金株式会社 奥氏体系无缝耐热合金管
CN107250417A (zh) * 2015-02-12 2017-10-13 新日铁住金株式会社 奥氏体系耐热合金焊接接头的制造方法及使用其得到的焊接接头
KR20170036833A (ko) * 2015-09-18 2017-04-03 현대자동차주식회사 오스테나이트계 내열볼트 및 그 제조방법
JP2017206717A (ja) * 2016-05-16 2017-11-24 新日鐵住金株式会社 オーステナイト系耐熱合金部材
CA3028948A1 (en) * 2016-06-28 2018-01-04 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Austenitic alloy material and austenitic alloy pipe

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