JP2000129403A - 高温強度と耐食性に優れたオーステナイト系耐熱合金及び用途 - Google Patents
高温強度と耐食性に優れたオーステナイト系耐熱合金及び用途Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】本発明の目的は、苛酷な使用条件下において
も、十分な耐食性と優れた高温強度をもつオーステナイ
ト系耐熱合金とそれを用いたボイラ用過熱管を提供する
ことにある。 【解決手段】重量で、Ｃ：０.０１〜０.２０％，Ｓｉ：
３.０％以下,Ｍｎ：０.０１〜３.０％，Ｎｉ：１５.０
〜４０.０％ ，Ｃｒ：１５.０〜３０.０％，Ｍｏ：０.
０１〜１.０％，Ｗ：２.０〜８.０％，Ｎｂ：０.０５〜
０.８％，Ｔｉ：０.２％以下，Ｂ：０.００６％以下，
Ｎ：０.０５〜０.２５％ を含有し、Ｗ／Ｍｏが２以上
及びＦｅ２０〜５５％を有すること、更にＴａ０.０１
〜０.５％ ，Ｚｒ０.００１〜０.２％，Ｈｆ０.００１
〜０.２％ の１種以上を含有する合金からなり、ボイラ
用過熱管として用いられる。
も、十分な耐食性と優れた高温強度をもつオーステナイ
ト系耐熱合金とそれを用いたボイラ用過熱管を提供する
ことにある。 【解決手段】重量で、Ｃ：０.０１〜０.２０％，Ｓｉ：
３.０％以下,Ｍｎ：０.０１〜３.０％，Ｎｉ：１５.０
〜４０.０％ ，Ｃｒ：１５.０〜３０.０％，Ｍｏ：０.
０１〜１.０％，Ｗ：２.０〜８.０％，Ｎｂ：０.０５〜
０.８％，Ｔｉ：０.２％以下，Ｂ：０.００６％以下，
Ｎ：０.０５〜０.２５％ を含有し、Ｗ／Ｍｏが２以上
及びＦｅ２０〜５５％を有すること、更にＴａ０.０１
〜０.５％ ，Ｚｒ０.００１〜０.２％，Ｈｆ０.００１
〜０.２％ の１種以上を含有する合金からなり、ボイラ
用過熱管として用いられる。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、ボイラや化学プラ
ントのような過酷な使用条件下で使用する高温強度と耐
食性に優れたオーステナイト系耐熱合金及びそれを用い
たボイラ用過熱管に係わるものである。
ントのような過酷な使用条件下で使用する高温強度と耐
食性に優れたオーステナイト系耐熱合金及びそれを用い
たボイラ用過熱管に係わるものである。
【０００２】
【従来の技術】近年の火力発電プラントでは、発電コス
トの低減や炭酸ガス排出量抑制の観点から、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。従
来の１８％Ｃｒ−８％Ｎｉ系のオーステナイト系耐熱鋼
では、このような過酷な条件下では使用できないことか
ら、クリープ強度が高く、かつ耐水蒸気酸化特性や耐高
温腐食性に優れたオーステナイト系耐熱鋼が要求されて
きている。
トの低減や炭酸ガス排出量抑制の観点から、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。従
来の１８％Ｃｒ−８％Ｎｉ系のオーステナイト系耐熱鋼
では、このような過酷な条件下では使用できないことか
ら、クリープ強度が高く、かつ耐水蒸気酸化特性や耐高
温腐食性に優れたオーステナイト系耐熱鋼が要求されて
きている。
【０００３】一般に、耐食性を向上させるためには、鋼
中のＣｒ含有量を高くすることが有効であることが知ら
れている。例えば、２５％Ｃｒ−２０％ＮｉのSUS310S
鋼あるいは２１％Ｃｒ−３２％Ｎｉ−Ａｌ−ＴｉのNCF8
00H 鋼はともに１８％Ｃｒ−８％Ｎｉ系オーステナイト
系耐熱鋼に比べて耐食性は改善されているが、製造コス
トが大幅に上昇するわりには１８％Ｃｒ−８％Ｎｉ系オ
ーステナイト系耐熱鋼に比較して６００℃以上の高温強
度は同等あるいはむしろ低くなる傾向がある。さらに、
Ｃｒ含有量が多いことに起因してσ相析出による靭性の
劣化が問題となる。
中のＣｒ含有量を高くすることが有効であることが知ら
れている。例えば、２５％Ｃｒ−２０％ＮｉのSUS310S
鋼あるいは２１％Ｃｒ−３２％Ｎｉ−Ａｌ−ＴｉのNCF8
00H 鋼はともに１８％Ｃｒ−８％Ｎｉ系オーステナイト
系耐熱鋼に比べて耐食性は改善されているが、製造コス
トが大幅に上昇するわりには１８％Ｃｒ−８％Ｎｉ系オ
ーステナイト系耐熱鋼に比較して６００℃以上の高温強
度は同等あるいはむしろ低くなる傾向がある。さらに、
Ｃｒ含有量が多いことに起因してσ相析出による靭性の
劣化が問題となる。
【０００４】耐食性を向上させると同時に高温強度も向
上させた耐熱鋼として、例えば、特公開2−104634 号に
２２％ＣｒにＮｂ，Ｎ，Ｂを複合添加することによっ
て、オーステナイト系耐熱鋼の耐食性と高温強度を大幅
に改善できるとの技術が公開されている。
上させた耐熱鋼として、例えば、特公開2−104634 号に
２２％ＣｒにＮｂ，Ｎ，Ｂを複合添加することによっ
て、オーステナイト系耐熱鋼の耐食性と高温強度を大幅
に改善できるとの技術が公開されている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】しかし、これらの耐熱
鋼では合金元素の適正化が十分ではなく、その強度は超
高温高圧ボイラのような過酷な使用環境下では十分とは
言いがたい。
鋼では合金元素の適正化が十分ではなく、その強度は超
高温高圧ボイラのような過酷な使用環境下では十分とは
言いがたい。
【０００６】本発明の目的は、苛酷な使用条件下におい
ても、十分な耐食性と優れた高温強度をもつオーステナ
イト系耐熱合金とそれを用いたボイラ用過熱管を提供す
ることにある。
ても、十分な耐食性と優れた高温強度をもつオーステナ
イト系耐熱合金とそれを用いたボイラ用過熱管を提供す
ることにある。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、高温強度
と耐食性を改善のための成分系について、種々の実験を
行った結果、Ｗ，Ｍｏ，Ｖ，Ｎ等を同時にある特定の成
分範囲に限定して添加することにより、その相乗効果に
よって、耐食性と高温強度を同等に改善できる耐熱鋼を
見いだした。
と耐食性を改善のための成分系について、種々の実験を
行った結果、Ｗ，Ｍｏ，Ｖ，Ｎ等を同時にある特定の成
分範囲に限定して添加することにより、その相乗効果に
よって、耐食性と高温強度を同等に改善できる耐熱鋼を
見いだした。
【０００８】本発明は重量で、Ｃ：０.０１〜０.２０
％,Ｓｉ：３.０％以下,Ｍｎ：０.０１〜３.０％，Ｎ
ｉ：１５.０〜４０.０％，Ｃｒ：１５.０〜３０.０％，
Ｍｏ：０.０１〜１.０％，Ｗ：２.０〜８.０％，Ｎｂ：
０.０５〜０.８％,Ｔｉ：０.２％以下，Ｂ：０.００６
％以下 ，Ｎ：０.０５〜０.２５％，Ｗ／Ｍｏが２以上
及びＦｅ２０〜５５％含有し、好ましくは残部Ｆｅおよ
び不可避的不純物よりなることを特徴とする高温強度と
耐食性に優れたオーステナイト系耐熱鋼である。
％,Ｓｉ：３.０％以下,Ｍｎ：０.０１〜３.０％，Ｎ
ｉ：１５.０〜４０.０％，Ｃｒ：１５.０〜３０.０％，
Ｍｏ：０.０１〜１.０％，Ｗ：２.０〜８.０％，Ｎｂ：
０.０５〜０.８％,Ｔｉ：０.２％以下，Ｂ：０.００６
％以下 ，Ｎ：０.０５〜０.２５％，Ｗ／Ｍｏが２以上
及びＦｅ２０〜５５％含有し、好ましくは残部Ｆｅおよ
び不可避的不純物よりなることを特徴とする高温強度と
耐食性に優れたオーステナイト系耐熱鋼である。
【０００９】以下に本発明において合金元素の範囲を上
記のように定めた理由について説明する。
記のように定めた理由について説明する。
【００１０】Ｃ：高温強度を向上させるためにはＣ量は
多い方が良いが、溶接割れや延性低下を防止するために
はＣ量をできるかぎり下げる必要があり、Ｃ量の下限値
を０.０１％，上限値を０.２％とした。好ましくは０.
０３５〜０.１５％、より好ましくは０.０３５〜０.０
７０％である。
多い方が良いが、溶接割れや延性低下を防止するために
はＣ量をできるかぎり下げる必要があり、Ｃ量の下限値
を０.０１％，上限値を０.２％とした。好ましくは０.
０３５〜０.１５％、より好ましくは０.０３５〜０.０
７０％である。
【００１１】Ｓｉ：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特性をも向上させる元
素であるが、Ｓｉ量が多過ぎると、クリープ破断強度や
溶接性を低下させる。従って、上限を３％とした。好ま
しくは０.５〜２.０％、より好ましくは０.５〜１.３％
である。
りでなく、耐酸化性や耐高温腐食特性をも向上させる元
素であるが、Ｓｉ量が多過ぎると、クリープ破断強度や
溶接性を低下させる。従って、上限を３％とした。好ま
しくは０.５〜２.０％、より好ましくは０.５〜１.３％
である。
【００１２】Ｍｎ：Ｍｎはオーステナイト相を安定にす
るとともに、脱酸作用を有し、さらに溶接性と熱間加工
性を向上させる元素である。しかし、Ｍｎ量が多過ぎる
と、耐酸化性の劣化を招くので、Ｍｎ量の下限値を０.
０１％，上限値を３.０％とした。好ましくは０.０５〜
２.０％、より好ましくは０.５〜１.７％である。
るとともに、脱酸作用を有し、さらに溶接性と熱間加工
性を向上させる元素である。しかし、Ｍｎ量が多過ぎる
と、耐酸化性の劣化を招くので、Ｍｎ量の下限値を０.
０１％，上限値を３.０％とした。好ましくは０.０５〜
２.０％、より好ましくは０.５〜１.７％である。
【００１３】Ｎｉ：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に必要不可欠な元素で、
Ｎｉ含有量が１５％未満ではオーステナイト組織の確保
が困難である。一方、４０％を超えると材料コストの面
で不利になることから、Ｎｉ含有量は１５〜４０％とし
た。好ましくは２０〜４０％、より好ましくは２０〜２
６％である。
め、σ相の生成を抑制するために必要不可欠な元素で、
Ｎｉ含有量が１５％未満ではオーステナイト組織の確保
が困難である。一方、４０％を超えると材料コストの面
で不利になることから、Ｎｉ含有量は１５〜４０％とし
た。好ましくは２０〜４０％、より好ましくは２０〜２
６％である。
【００１４】Ｃｒ：Ｃｒは耐酸化性，耐水蒸気酸化性，
耐高温腐食特性に不可欠の元素である。従来のオーステ
ナイト系ステンレス鋼と同等以上の特性を確保するため
に、Ｃｒ量の下限を１５％とした。しかし、Ｃｒ量の増
加はオーステナイトの安定性を確保するのに必要なＮｉ
量を増大させ、経済性の面で不利となることから、その
上限を３０％とした。好ましくは２０〜２５％である。
耐高温腐食特性に不可欠の元素である。従来のオーステ
ナイト系ステンレス鋼と同等以上の特性を確保するため
に、Ｃｒ量の下限を１５％とした。しかし、Ｃｒ量の増
加はオーステナイトの安定性を確保するのに必要なＮｉ
量を増大させ、経済性の面で不利となることから、その
上限を３０％とした。好ましくは２０〜２５％である。
【００１５】Ｗ：Ｗは固溶強化とLaves 相析出などによ
り高温強度を高める元素で、その効果は２％以下ではそ
の効果が得られないので、Ｗ量は２％以上とした。しか
し、Ｗ量を８％を超えて添加するとLaves 相などの金属
間化合物の粗大化を生じ、クリープ破断延性を低下させ
るという問題も生ずることからその上限値は８％とし
た。好ましくは２〜５％である。また、（Ｗ／Ｍｏ）比
は２以上である。
り高温強度を高める元素で、その効果は２％以下ではそ
の効果が得られないので、Ｗ量は２％以上とした。しか
し、Ｗ量を８％を超えて添加するとLaves 相などの金属
間化合物の粗大化を生じ、クリープ破断延性を低下させ
るという問題も生ずることからその上限値は８％とし
た。好ましくは２〜５％である。また、（Ｗ／Ｍｏ）比
は２以上である。
【００１６】Ｍｏ：Ｍｏは、Ｗと同様に、固溶強化とLa
ves 相析出などにより高温強度を高める元素で、その効
果は０.０１％ 以下ではその効果が得られないので、Ｍ
ｏ量は０.０１％ 以上とした。しかし、Ｍｏ量が増加す
るにつれて耐高温腐食特性が劣化することから、その上
限値は１％とした。好ましくは０.１〜０.８％である。
ves 相析出などにより高温強度を高める元素で、その効
果は０.０１％ 以下ではその効果が得られないので、Ｍ
ｏ量は０.０１％ 以上とした。しかし、Ｍｏ量が増加す
るにつれて耐高温腐食特性が劣化することから、その上
限値は１％とした。好ましくは０.１〜０.８％である。
【００１７】Ｎｂ：ＮｂはＮｂＣ等の微細な炭窒化物を
形成し、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％ 以下では前記効果が
得られないので、Ｎｂ量の下限を０.０５％ とした。前
記効果は、固溶化熱処理温度で固溶し得るＮｂ量が多い
ほど顕著であるが、固溶限を超えて添加すると、未固溶
の炭窒化物が残存し、クリープ破断強度を低下させる。
従って、Ｎｂ量の上限を０.８％とした。好ましくは０.
１〜０.６％である。
形成し、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％ 以下では前記効果が
得られないので、Ｎｂ量の下限を０.０５％ とした。前
記効果は、固溶化熱処理温度で固溶し得るＮｂ量が多い
ほど顕著であるが、固溶限を超えて添加すると、未固溶
の炭窒化物が残存し、クリープ破断強度を低下させる。
従って、Ｎｂ量の上限を０.８％とした。好ましくは０.
１〜０.６％である。
【００１８】Ｖ：ＶはＶ7Ｃ3のような微細な窒化物を形
成し、長時間クリープ破断強度を向上させる。しかしな
がら、Ｖ量が０.１％未満では効果が得られず、また、
０.５％を超えると添加による強度向上代は小さくなる
ので、Ｖの添加量は０.１ 〜０.５％が好ましい。
成し、長時間クリープ破断強度を向上させる。しかしな
がら、Ｖ量が０.１％未満では効果が得られず、また、
０.５％を超えると添加による強度向上代は小さくなる
ので、Ｖの添加量は０.１ 〜０.５％が好ましい。
【００１９】Ｔｉ：Ｔｉは微細な炭窒化物を形成し、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、Ｎ量が０.２％ 程度の鋼においては、未固溶の窒化
物が残存し、クリープ破断強度を低下させることから、
Ｔｉ量の上限を０.２％ とした。好ましくは０.０３〜
０.１５％である。
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、Ｎ量が０.２％ 程度の鋼においては、未固溶の窒化
物が残存し、クリープ破断強度を低下させることから、
Ｔｉ量の上限を０.２％ とした。好ましくは０.０３〜
０.１５％である。
【００２０】Ｂ：Ｂは主として耐熱鋼の粒界強化に有効
な元素である。しかし、Ｂ量が０.００６％ を超えると
クリープ破断強度も低下し、溶接性も劣化することか
ら、その上限値は０.００６％ とした。好ましくは０.
００２０〜０.００６％である。
な元素である。しかし、Ｂ量が０.００６％ を超えると
クリープ破断強度も低下し、溶接性も劣化することか
ら、その上限値は０.００６％ とした。好ましくは０.
００２０〜０.００６％である。
【００２１】Ｎ：Ｎは固溶強化および窒化物の形成によ
ってクリープ破断強度を著しく向上させるとともに、オ
ーステナイト相を安定化させる元素である。しかし、0.
25％を超えて添加しても長時間のクリープ破断強度の増
加は少なく、さらに靱性を低下させる。従って、Ｎ量の
上限値は０.２５％ とした。好ましくは０.０７ 〜０.
２０％、より好ましくは０.０８〜０.１５％である。
ってクリープ破断強度を著しく向上させるとともに、オ
ーステナイト相を安定化させる元素である。しかし、0.
25％を超えて添加しても長時間のクリープ破断強度の増
加は少なく、さらに靱性を低下させる。従って、Ｎ量の
上限値は０.２５％ とした。好ましくは０.０７ 〜０.
２０％、より好ましくは０.０８〜０.１５％である。
【００２２】更に、本発明合金はＴａ０.０１〜０.５
％、好ましくは０.１〜０.５％，Ｚｒ０.０１〜０.２
％、好ましくは０.０３〜０.２％，Ｈｆ０.０１〜０.２
％、好ましくは０.０５〜０.２％の１種以上、特にＴａ
−Ｚｒ，Ｔａ−Ｈｆ，Ｚｒ−Ｈｆ，Ｔａ−Ｚｒ−Ｈｆの
組合せを有するものである。
％、好ましくは０.１〜０.５％，Ｚｒ０.０１〜０.２
％、好ましくは０.０３〜０.２％，Ｈｆ０.０１〜０.２
％、好ましくは０.０５〜０.２％の１種以上、特にＴａ
−Ｚｒ，Ｔａ−Ｈｆ，Ｚｒ−Ｈｆ，Ｔａ−Ｚｒ−Ｈｆの
組合せを有するものである。
【００２３】本発明は前述のオーステナイト系耐熱合金
からなるボイラ用過熱管からなるものであり、特に、石
炭燃焼に対するボイラに好適であり、熱間によるマンネ
スマン製造機によってシームレス管とするものである。
特に、この過熱管は高圧蒸気タービン，中圧蒸気タービ
ン又は高中圧一体型蒸気タービンへの蒸気入口温度とし
て６５０℃〜７００℃に好適なものである。そのときの
過熱管の温度は蒸気入口温度に対して１０〜４０℃高
く、好ましくは１５〜３０℃程度高い温度に加熱された
蒸気が形成される。
からなるボイラ用過熱管からなるものであり、特に、石
炭燃焼に対するボイラに好適であり、熱間によるマンネ
スマン製造機によってシームレス管とするものである。
特に、この過熱管は高圧蒸気タービン，中圧蒸気タービ
ン又は高中圧一体型蒸気タービンへの蒸気入口温度とし
て６５０℃〜７００℃に好適なものである。そのときの
過熱管の温度は蒸気入口温度に対して１０〜４０℃高
く、好ましくは１５〜３０℃程度高い温度に加熱された
蒸気が形成される。
【００２４】
【発明の実施の形態】表１と表２に供試鋼の化学成分
（重量％）を示す。残部はＦｅである。これらの鋼は、
溶解後、熱間鍛造した後、１１６０〜１２００℃で固溶
化処理したままのものである。
（重量％）を示す。残部はＦｅである。これらの鋼は、
溶解後、熱間鍛造した後、１１６０〜１２００℃で固溶
化処理したままのものである。
【００２５】クリープ破断試験は、供試材から外径６m
m，評点間距離３０mmの試験片を採取し、試験温度６５
０，７００，７５０で実施した。試験データをLarson−
Miller法で整理して、７００℃×１０００時間の破断強
度を推定した。試験結果を表３と表４に示す。シャルピ
ー衝撃試験は、７００℃×１０００時間の時効を行った
後、ハーフサイズの２mmＶノッチ試験を作成して、試験
温度０℃で行った。試験結果を表３と表４に示す高温腐
食試験については、微粉炭燃焼による加熱を模擬した３
４％Ｎａ2ＳＯ4−４１％Ｋ2ＳＯ4−２５％Ｆｅ2Ｏ3の石
炭模擬燃焼灰中に供試鋼を６５０℃で１０ｈ保持後、腐
食減量を測定した。
m，評点間距離３０mmの試験片を採取し、試験温度６５
０，７００，７５０で実施した。試験データをLarson−
Miller法で整理して、７００℃×１０００時間の破断強
度を推定した。試験結果を表３と表４に示す。シャルピ
ー衝撃試験は、７００℃×１０００時間の時効を行った
後、ハーフサイズの２mmＶノッチ試験を作成して、試験
温度０℃で行った。試験結果を表３と表４に示す高温腐
食試験については、微粉炭燃焼による加熱を模擬した３
４％Ｎａ2ＳＯ4−４１％Ｋ2ＳＯ4−２５％Ｆｅ2Ｏ3の石
炭模擬燃焼灰中に供試鋼を６５０℃で１０ｈ保持後、腐
食減量を測定した。
【００２６】
【表１】
【００２７】
【表２】
【００２８】表１に示した１〜３０が本発明合金であ
り、表２に示したＡ〜Ｊは比較合金である。比較合金の
うち、Ｄ，Ｅはそれぞれ、従来よく使用されているSUS3
47H 相当鋼，SUS310S 相当鋼である。また、Ｉ，ＪはＷ
／Ｍｏが２以下の比較合金である。
り、表２に示したＡ〜Ｊは比較合金である。比較合金の
うち、Ｄ，Ｅはそれぞれ、従来よく使用されているSUS3
47H 相当鋼，SUS310S 相当鋼である。また、Ｉ，ＪはＷ
／Ｍｏが２以下の比較合金である。
【００２９】図１は（Ｗ／Ｍｏ）比と７００℃，１００
０ｈクリープ破断強度との関係を示す線図である。図に
示す様に（Ｗ／Ｍｏ）比を２以上とすることにより高い
クリープ破断強度が得られることが分かる。
０ｈクリープ破断強度との関係を示す線図である。図に
示す様に（Ｗ／Ｍｏ）比を２以上とすることにより高い
クリープ破断強度が得られることが分かる。
【００３０】図１に示すように、本発明鋼の成分系にお
いて、Ｗ／Ｍｏを２以上にすれば、比較鋼に比べて非常
に優れた高温強度を有していることが分かる。また、表
３と表４に示したように、７００℃の時効によっても衝
撃値の低下は比較鋼と同等以上であることが分かる。
いて、Ｗ／Ｍｏを２以上にすれば、比較鋼に比べて非常
に優れた高温強度を有していることが分かる。また、表
３と表４に示したように、７００℃の時効によっても衝
撃値の低下は比較鋼と同等以上であることが分かる。
【００３１】
【表３】
【００３２】
【表４】
【００３３】図２は高温腐食に及ぼすＣｒ量の影響を示
す線図である。
す線図である。
【００３４】図２に石炭模擬灰による腐食減量を示す
が、腐食減量は鋼中のＣｒ含有量の増加とともに減少す
るが、他の合金元素による特に大きな悪影響は認められ
なかった。
が、腐食減量は鋼中のＣｒ含有量の増加とともに減少す
るが、他の合金元素による特に大きな悪影響は認められ
なかった。
【００３５】表１に示した本発明鋼のうち、２６，２７
はＴａを、２８，２９はＺｒとＨｆを添加した本発明鋼
である。Ｔａ，Ｚｒ，Ｈｆは本発明の成分系においてＣ
との親和力が極めて強く、Ｍ23Ｃ6 の分解温度を上昇さ
せることによって高温強度、特にクリープ破断強度の向
上に有効であることが分かる。これらの元素は、単独あ
るいは２種以上を複合添加してもよいが、多く添加する
と粗大なＭＸ型炭化物を形成して、クリープ強度と靭性
の低下を招くために、Ｔａは０.０１〜０.５％、Ｚｒと
Ｈｆは０.００１〜０.２％の範囲とした。
はＴａを、２８，２９はＺｒとＨｆを添加した本発明鋼
である。Ｔａ，Ｚｒ，Ｈｆは本発明の成分系においてＣ
との親和力が極めて強く、Ｍ23Ｃ6 の分解温度を上昇さ
せることによって高温強度、特にクリープ破断強度の向
上に有効であることが分かる。これらの元素は、単独あ
るいは２種以上を複合添加してもよいが、多く添加する
と粗大なＭＸ型炭化物を形成して、クリープ強度と靭性
の低下を招くために、Ｔａは０.０１〜０.５％、Ｚｒと
Ｈｆは０.００１〜０.２％の範囲とした。
【００３６】
【発明の効果】本発明のオーステナイト系耐熱合金によ
れば、苛酷な高温環境下においても優れたクリープ破断
強度と耐食性に優れており、それをボイラ用過熱管に用
いることにより、特に６５０℃以上のより超高温での蒸
気タービン発電プラントとして熱効率の向上が図られる
ものである。
れば、苛酷な高温環境下においても優れたクリープ破断
強度と耐食性に優れており、それをボイラ用過熱管に用
いることにより、特に６５０℃以上のより超高温での蒸
気タービン発電プラントとして熱効率の向上が図られる
ものである。
【図１】クリープ破断強度に及ぼすＷ／Ｍｏの影響を示
す図である。
す図である。
【図２】高温腐食に及ぼすＣｒ量の影響を示す線図であ
る。
る。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 福井 寛 茨城県日立市大みか町七丁目１番１号 株 式会社日立製作所日立研究所内 (72)発明者 金子 了市 茨城県日立市幸町三丁目１番１号 株式会 社日立製作所日立工場内 (72)発明者 藤田 利夫 茨城県日立市幸町三丁目１番１号 株式会 社日立製作所日立工場内
Claims (3)
- 【請求項１】重量で、Ｃ：０.０１〜０.２０％，Ｓｉ：
３.０％以下,Ｍｎ：０.０１〜３.０％，Ｎｉ：１５.０
〜４０.０％ ，Ｃｒ：１５.０〜３０.０％，Ｍｏ：０.
０１〜１.０％，Ｗ：２.０〜８.０％，Ｎｂ：０.０５〜
０.８％，Ｔｉ：０.２％以下，Ｂ：０.００６％以下，
Ｎ：０.０５〜０.２５％ を含有し、Ｗ／Ｍｏが２以上
及びＦｅ２０〜５５％を有することを特徴とする高温強
度と耐食性に優れたオーステナイト系耐熱合金。 - 【請求項２】請求項１に記載の鋼に、Ｔａ０.０１〜０.
５％，Ｚｒ０.００１〜０.２％，Ｈｆ０.００１〜０.２
％の１種以上を含有することを特徴とする高温強度と耐
食性に優れたオーステナイト系耐熱合金。 - 【請求項３】請求項１又は２に記載のオーステナイト系
耐熱合金からなることを特徴とするボイラ用過熱管。
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|---|---|---|---|
| JP10303573A JP2000129403A (ja) | 1998-10-26 | 1998-10-26 | 高温強度と耐食性に優れたオーステナイト系耐熱合金及び用途 |
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| JP10303573A JP2000129403A (ja) | 1998-10-26 | 1998-10-26 | 高温強度と耐食性に優れたオーステナイト系耐熱合金及び用途 |
Publications (1)
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|---|---|
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|---|---|---|---|
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