JP2001011583A - 耐熱性合金 - Google Patents
耐熱性合金Info
- Publication number
- JP2001011583A JP2001011583A JP18912799A JP18912799A JP2001011583A JP 2001011583 A JP2001011583 A JP 2001011583A JP 18912799 A JP18912799 A JP 18912799A JP 18912799 A JP18912799 A JP 18912799A JP 2001011583 A JP2001011583 A JP 2001011583A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- alloy
- phase
- alloys
- temperature
- temperature strength
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Pending
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 ボイラー用部材に関して、従来以上の高温強
度を有し、かつ長時間使用でのσ相析出による脆化の起
こらないオーステナイト系耐熱鋼を提供することであ
る。 【解決手段】 重量比でＣ：０．０１〜０．１０％、Ｓ
ｉ：≦１．５０％、Ｍｎ：≦１．５０％、Ｐ：≦０．０
３０％、Ｓ：≦０．０１５％、Ｎｉ：２５．００〜３
５．００％、Ｃｒ：１９．００〜２９．００％、Ｍｏ＋
Ｗ：≦３．０％、Ｖ：≦０．５％、Ｃｏ：≦５．０％、
Ａｌ：≦０．１５％、Ｔｉ：≦０．１５％、Ｎｂ＋Ｔ
ａ：≦１．０％、Ｎ：０．１〜０．３５％を含有し、か
つ重量比で計算したＣｒ＋０．３１Ｍｎ＋１．７６Ｍｏ
＋０．９７Ｗ＋２．０２Ｖ＋１．５８Ｓｉ＋２．４４Ｔ
ｉ＋１．７０Ｎｂ＋１．２２Ｔａ−０．２２６Ｎｉ−
０．１７７Ｃｏの値が２３以下であり、残部はＦｅ及び
不可避不純物からなることを特徴とする耐熱性合金。
度を有し、かつ長時間使用でのσ相析出による脆化の起
こらないオーステナイト系耐熱鋼を提供することであ
る。 【解決手段】 重量比でＣ：０．０１〜０．１０％、Ｓ
ｉ：≦１．５０％、Ｍｎ：≦１．５０％、Ｐ：≦０．０
３０％、Ｓ：≦０．０１５％、Ｎｉ：２５．００〜３
５．００％、Ｃｒ：１９．００〜２９．００％、Ｍｏ＋
Ｗ：≦３．０％、Ｖ：≦０．５％、Ｃｏ：≦５．０％、
Ａｌ：≦０．１５％、Ｔｉ：≦０．１５％、Ｎｂ＋Ｔ
ａ：≦１．０％、Ｎ：０．１〜０．３５％を含有し、か
つ重量比で計算したＣｒ＋０．３１Ｍｎ＋１．７６Ｍｏ
＋０．９７Ｗ＋２．０２Ｖ＋１．５８Ｓｉ＋２．４４Ｔ
ｉ＋１．７０Ｎｂ＋１．２２Ｔａ−０．２２６Ｎｉ−
０．１７７Ｃｏの値が２３以下であり、残部はＦｅ及び
不可避不純物からなることを特徴とする耐熱性合金。
Description
【０００１】
【発明が属する技術分野】本発明は、ボイラー用配管部
材に関するものである。
材に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、二酸化炭素排出に伴う地球環境問
題の対策として、高効率の発電プラントが開発、商用化
されているが、発電効率を高めるためには運転温度の高
温化が必要であり、構成部材はより過酷な環境に晒され
ることになるため、従来以上に高い高温強度（特にクリ
ープ破断強度）を有する材料が求められている。特にパ
イプを固定するスペーサーは７５０℃に近い温度に晒さ
れることが予想されるため、それに耐え得る高温強度が
必要とされている。
題の対策として、高効率の発電プラントが開発、商用化
されているが、発電効率を高めるためには運転温度の高
温化が必要であり、構成部材はより過酷な環境に晒され
ることになるため、従来以上に高い高温強度（特にクリ
ープ破断強度）を有する材料が求められている。特にパ
イプを固定するスペーサーは７５０℃に近い温度に晒さ
れることが予想されるため、それに耐え得る高温強度が
必要とされている。
【０００３】従来、スペーサー材には９〜１２％Ｃｒ鋼
の他、ＳＵＳ３１０Ｓ等の耐熱用オーステナイト系ステ
ンレス鋼が使用されている。しかしながら、これから更
に使用温度が高まっていくと考えられる状況から、９〜
１２％Ｃｒ鋼およびＳＵＳ３１０Ｓ等の耐熱用オーステ
ナイト系ステンレス鋼の高温強度でも十分であるとはい
えない。上記材質の他にも５０Ｃｒ−５０Ｎｉ合金も実
用化されており、該材質は高温強度に非常に優れている
ものの材料コストが高く、また真空溶解鋳造による成形
が必要なため製造コストも高くなり、一般的ではない。
の他、ＳＵＳ３１０Ｓ等の耐熱用オーステナイト系ステ
ンレス鋼が使用されている。しかしながら、これから更
に使用温度が高まっていくと考えられる状況から、９〜
１２％Ｃｒ鋼およびＳＵＳ３１０Ｓ等の耐熱用オーステ
ナイト系ステンレス鋼の高温強度でも十分であるとはい
えない。上記材質の他にも５０Ｃｒ−５０Ｎｉ合金も実
用化されており、該材質は高温強度に非常に優れている
ものの材料コストが高く、また真空溶解鋳造による成形
が必要なため製造コストも高くなり、一般的ではない。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】５０Ｃｒ−５０Ｎｉ合
金の他に高い高温強度を有する材料としては、加熱炉用
耐熱鋼である３０Ｃｒ−２５Ｎｉ鋼やＮｉ基、Ｃｏ基等
の超耐熱合金が知られているが、Ｎｉ基、Ｃｏ基合金は
５０Ｃｒ−５０Ｎｉ合金と同様に材料コストが高く、ボ
イラー用部材としては実用的ではない。また、３０Ｃｒ
−２５Ｎｉ鋼はボイラー用部材の使用温度領域おいて脆
化相であるσ相が析出するため、長時間の使用には耐え
ない。
金の他に高い高温強度を有する材料としては、加熱炉用
耐熱鋼である３０Ｃｒ−２５Ｎｉ鋼やＮｉ基、Ｃｏ基等
の超耐熱合金が知られているが、Ｎｉ基、Ｃｏ基合金は
５０Ｃｒ−５０Ｎｉ合金と同様に材料コストが高く、ボ
イラー用部材としては実用的ではない。また、３０Ｃｒ
−２５Ｎｉ鋼はボイラー用部材の使用温度領域おいて脆
化相であるσ相が析出するため、長時間の使用には耐え
ない。
【０００５】本発明の目的は、従来のボイラー用スペー
サー材以上の高温強度を有し、ボイラー用部材の使用温
度領域においてσ相析出による脆化が起こり難いボイラ
ー用配管部材を提供することである。
サー材以上の高温強度を有し、ボイラー用部材の使用温
度領域においてσ相析出による脆化が起こり難いボイラ
ー用配管部材を提供することである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】オーステナイト系ステン
レス鋼または耐熱鋼は６００〜９００℃で長時間加熱す
ると、σ相が析出する。σ相はオーステナイトから析出
する場合とδ−フェライトの分解により析出する場合が
あり、後者の析出速度は比較的速い。合金元素のσ相析
出に及ぼす影響はＨＵＬＬが提案した次式が知られてい
る。 Ｅｑｕｉｖ．Ｃｒ＝Ｃｒ＋０．３１Ｍｎ＋１．７６Ｍｏ
＋０．９７Ｗ＋２．０２Ｖ＋１．５８Ｓｉ＋２．４４Ｔ
ｉ＋１．７０Ｎｂ＋１．２２Ｔａ−０．２２６Ｎｉ−
０．１７７Ｃｏ
レス鋼または耐熱鋼は６００〜９００℃で長時間加熱す
ると、σ相が析出する。σ相はオーステナイトから析出
する場合とδ−フェライトの分解により析出する場合が
あり、後者の析出速度は比較的速い。合金元素のσ相析
出に及ぼす影響はＨＵＬＬが提案した次式が知られてい
る。 Ｅｑｕｉｖ．Ｃｒ＝Ｃｒ＋０．３１Ｍｎ＋１．７６Ｍｏ
＋０．９７Ｗ＋２．０２Ｖ＋１．５８Ｓｉ＋２．４４Ｔ
ｉ＋１．７０Ｎｂ＋１．２２Ｔａ−０．２２６Ｎｉ−
０．１７７Ｃｏ
【０００７】本発明者は、高温強度の高いオーステナイ
ト系耐熱鋼において、ボイラー用部材として長時間使用
しても十分な衝撃特性を有することのできる条件がＥｑ
ｕｉｖ．Ｃｒ≦２３であることを種々の試験により調査
し、各合金元素の含有量を調整することによりσ脆化し
にくく、かつ高温強度を損なうことのない合金成分を見
出して本発明に到達した。
ト系耐熱鋼において、ボイラー用部材として長時間使用
しても十分な衝撃特性を有することのできる条件がＥｑ
ｕｉｖ．Ｃｒ≦２３であることを種々の試験により調査
し、各合金元素の含有量を調整することによりσ脆化し
にくく、かつ高温強度を損なうことのない合金成分を見
出して本発明に到達した。
【０００８】すなわち、本発明は重量比でＣ：０．０１
〜０．１０％、Ｓｉ：≦１．５０％、Ｍｎ：≦１．５０
％、Ｐ：≦０．０３０％、Ｓ：≦０．０１５％、Ｎｉ：
２５．００〜３５．００％、Ｃｒ：１９．００〜２９．
００％、Ｍｏ＋Ｗ：≦３．０％、Ｖ：≦０．５％、Ｃ
ｏ：≦５．０％、Ａｌ：≦０．１５％、Ｔｉ：≦０．１
５％、Ｎｂ＋Ｔａ：≦１．０％、Ｎ：０．１〜０．３５
％を含有し、かつ重量比で計算したＣｒ＋０．３１Ｍｎ
＋１．７６Ｍｏ＋０．９７Ｗ＋２．０２Ｖ＋１．５８Ｓ
ｉ＋２．４４Ｔｉ＋１．７０Ｎｂ＋１．２２Ｔａ−０．
２２６Ｎｉ−０．１７７Ｃｏの値が２３以下で、残部は
Ｆｅ及び不可避不純物からなることを特徴とする耐熱性
合金である。さらに、前記の成分からなることを特徴と
するボイラー用配管部材であって、精密鋳造法、もしく
は引き抜きにより製作されることを特徴とするボイラー
用配管部材である。
〜０．１０％、Ｓｉ：≦１．５０％、Ｍｎ：≦１．５０
％、Ｐ：≦０．０３０％、Ｓ：≦０．０１５％、Ｎｉ：
２５．００〜３５．００％、Ｃｒ：１９．００〜２９．
００％、Ｍｏ＋Ｗ：≦３．０％、Ｖ：≦０．５％、Ｃ
ｏ：≦５．０％、Ａｌ：≦０．１５％、Ｔｉ：≦０．１
５％、Ｎｂ＋Ｔａ：≦１．０％、Ｎ：０．１〜０．３５
％を含有し、かつ重量比で計算したＣｒ＋０．３１Ｍｎ
＋１．７６Ｍｏ＋０．９７Ｗ＋２．０２Ｖ＋１．５８Ｓ
ｉ＋２．４４Ｔｉ＋１．７０Ｎｂ＋１．２２Ｔａ−０．
２２６Ｎｉ−０．１７７Ｃｏの値が２３以下で、残部は
Ｆｅ及び不可避不純物からなることを特徴とする耐熱性
合金である。さらに、前記の成分からなることを特徴と
するボイラー用配管部材であって、精密鋳造法、もしく
は引き抜きにより製作されることを特徴とするボイラー
用配管部材である。
【０００９】
【発明の実施の形態】上述の通り、本発明の合金は高い
高温強度を有するオーステナイト系耐熱鋼において、σ
相析出に影響するＣｒ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｓｉ、Ｔ
ｉ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｎｉ、Ｃｏの含有量を調整しσ相の析
出を極力抑えたことにより、高温強度を損なうことな
く、ボイラー用部材として長時間使用しても優れた衝撃
特性を有する。各合金元素の組成を限定した理由につい
て以下に記述する。
高温強度を有するオーステナイト系耐熱鋼において、σ
相析出に影響するＣｒ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｓｉ、Ｔ
ｉ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｎｉ、Ｃｏの含有量を調整しσ相の析
出を極力抑えたことにより、高温強度を損なうことな
く、ボイラー用部材として長時間使用しても優れた衝撃
特性を有する。各合金元素の組成を限定した理由につい
て以下に記述する。
【００１０】Ｃはその含有量が多くなるとＣｒ炭化物の
粒界析出等を促進するため耐食性を劣化させ、脆化を促
進する要因となるので上限を重量比で０．１０％とし
た。一方、微量の添加は高温強度、耐クリープ性の向上
に有効であるため下限を重量比で０．０１％とした。
粒界析出等を促進するため耐食性を劣化させ、脆化を促
進する要因となるので上限を重量比で０．１０％とし
た。一方、微量の添加は高温強度、耐クリープ性の向上
に有効であるため下限を重量比で０．０１％とした。
【００１１】Ｓｉは耐食性向上に有効な元素であるが、
σ相の析出を促進したり、溶接性にも悪影響を及ぼすた
め重量比で１．５０％以下とした。
σ相の析出を促進したり、溶接性にも悪影響を及ぼすた
め重量比で１．５０％以下とした。
【００１２】Ｍｎは脱Ｓ効果などにより不純物による害
を除く他、少量の添加により耐食性、溶接性を改善する
効果を有しているが、σ相の析出を促進させるため重量
比で１．５０％以下とした。
を除く他、少量の添加により耐食性、溶接性を改善する
効果を有しているが、σ相の析出を促進させるため重量
比で１．５０％以下とした。
【００１３】Ｐ、Ｓは溶接性に悪影響を及ぼし、特にＳ
は耐食性をも劣化させるため少ない方が望ましい。従っ
て、重量比でＰ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１５％
以下とした。
は耐食性をも劣化させるため少ない方が望ましい。従っ
て、重量比でＰ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１５％
以下とした。
【００１４】Ｎｉはオーステナイト組織を得るために不
可欠であり、高温強度、耐酸化性、靭性を向上させ、σ
相の析出を抑制する効果がある。しかしながら溶接高温
割れ感受性が高いため重量比で２５．００〜３５．００
％とした。
可欠であり、高温強度、耐酸化性、靭性を向上させ、σ
相の析出を抑制する効果がある。しかしながら溶接高温
割れ感受性が高いため重量比で２５．００〜３５．００
％とした。
【００１５】Ｃｒは鋼表面に保護性酸化皮膜を生成し、
多いほど耐食性向上に寄与するが、σ相等の脆化相の析
出を促進するため高温長時間使用による材料の脆化を招
くことから重量比で１９．００〜２９．００％とした。
多いほど耐食性向上に寄与するが、σ相等の脆化相の析
出を促進するため高温長時間使用による材料の脆化を招
くことから重量比で１９．００〜２９．００％とした。
【００１６】Ａｌはγ‘相を構成、強化する元素である
ため、高温強度の向上に有効であるが、そのためには真
空中による溶解、鋳造を必要とする程度の添加量が必要
であり、製造コストが高くなる。従って、本発明では故
意に添加することはせず、大気でも問題なく鋳造できる
様に重量％で０．１５％以下とした。
ため、高温強度の向上に有効であるが、そのためには真
空中による溶解、鋳造を必要とする程度の添加量が必要
であり、製造コストが高くなる。従って、本発明では故
意に添加することはせず、大気でも問題なく鋳造できる
様に重量％で０．１５％以下とした。
【００１７】ＴｉはＡｌと同様に高温強度の向上に有効
であるが、そのためにはやはり真空中による溶解、鋳造
が必要となり、製造コストが高くなる。従って、大気で
も問題なく鋳造できる様に上限を重量％で０．１５％と
した。
であるが、そのためにはやはり真空中による溶解、鋳造
が必要となり、製造コストが高くなる。従って、大気で
も問題なく鋳造できる様に上限を重量％で０．１５％と
した。
【００１８】Ｎは窒化物の析出あるいは固溶強化により
高温強度向上およびオーステナイト安定化に有効であ
る。また、粒界腐食の防止に有効であるが、多量の添加
により材料の脆化を招くため重量％で０．１〜０．３５
％以下とした。
高温強度向上およびオーステナイト安定化に有効であ
る。また、粒界腐食の防止に有効であるが、多量の添加
により材料の脆化を招くため重量％で０．１〜０．３５
％以下とした。
【００１９】Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａはσ相が析出し
やすい方向に影響するため、故意に添加する必要はない
が、高温強度向上に有効であることから添加する場合は
重量比でＭｏ＋Ｗ：≦３．０％、Ｖ：≦０．５％、Ｎｂ
＋Ｔａ≦１．０％かつＥｑｕｉｖ．Ｃｒの値が２３以下
となるように添加してもよい。
やすい方向に影響するため、故意に添加する必要はない
が、高温強度向上に有効であることから添加する場合は
重量比でＭｏ＋Ｗ：≦３．０％、Ｖ：≦０．５％、Ｎｂ
＋Ｔａ≦１．０％かつＥｑｕｉｖ．Ｃｒの値が２３以下
となるように添加してもよい。
【００２０】Ｃｏはσ相を抑制するのに有効であり、高
温強度向上にも有効であるがσ相抑制の働きはＮｉほど
ではなく、材料コストも高くなるため必ずしも必要な添
加元素ではない。したがって、添加量は重量比で５％以
下とした。
温強度向上にも有効であるがσ相抑制の働きはＮｉほど
ではなく、材料コストも高くなるため必ずしも必要な添
加元素ではない。したがって、添加量は重量比で５％以
下とした。
【００２１】
【実施例】本発明合金の高温強度および高温長時間下で
の靭性を評価するために、常温および高温引張試験、ク
リープ破断試験およびシャルピー衝撃試験を行なった。
試験は表１に示す本発明合金Ｎｏ．１〜Ｎｏ．７および
比較合金Ｎｏ．８〜Ｎｏ．１４について比較評価した。
比較合金のＮｏ．１２は加熱炉用耐熱鋼として実績のあ
る３０Ｃｒ−２５Ｎｉ鋼、またＮｏ．１３、１４はそれ
ぞれ従来より使用されているＳＵＳ３１０ＳおよびＳＴ
ＢＡ２８に相当する材料である。
の靭性を評価するために、常温および高温引張試験、ク
リープ破断試験およびシャルピー衝撃試験を行なった。
試験は表１に示す本発明合金Ｎｏ．１〜Ｎｏ．７および
比較合金Ｎｏ．８〜Ｎｏ．１４について比較評価した。
比較合金のＮｏ．１２は加熱炉用耐熱鋼として実績のあ
る３０Ｃｒ−２５Ｎｉ鋼、またＮｏ．１３、１４はそれ
ぞれ従来より使用されているＳＵＳ３１０ＳおよびＳＴ
ＢＡ２８に相当する材料である。
【表１】
【００２２】常温引張試験は、各合金を平行部の直径が
６．３５ｍｍ、標点距離が２５．４ｍｍの平滑丸棒引張
試験片に加工し、２５℃で試験を行なった。また、高温
引張試験は各合金を平行部の直径が６．３５ｍｍ、標点
距離が３５．０ｍｍの鍔付き丸棒引張試験片に加工し、
６５０℃および７５０℃で試験を行なった。結果を表２
に示す。
６．３５ｍｍ、標点距離が２５．４ｍｍの平滑丸棒引張
試験片に加工し、２５℃で試験を行なった。また、高温
引張試験は各合金を平行部の直径が６．３５ｍｍ、標点
距離が３５．０ｍｍの鍔付き丸棒引張試験片に加工し、
６５０℃および７５０℃で試験を行なった。結果を表２
に示す。
【００２３】本発明合金および比較合金のＮｏ．１０〜
１２は６５０℃における耐力および引張強さが常温より
も５０％近く低下しているが６５０℃から７５０℃の間
では５％以内の低下にとどまっている。一方、比較合金
Ｎｏ．８、９、１３、１４の６５０℃における耐力およ
び引張強さは常温の６０〜７０％の低下がみられ、６５
０℃から７５０℃の間ではさらにＮｏ．８、９、１３合
金で１５〜２５％、Ｎｏ．１４合金で４５％もの低下が
みられた。また、Ｎｏ．１２および１４合金は伸びが他
の合金の半分以下であることから、本発明合金は高温強
度、伸びに優れた材質であることが判る。
１２は６５０℃における耐力および引張強さが常温より
も５０％近く低下しているが６５０℃から７５０℃の間
では５％以内の低下にとどまっている。一方、比較合金
Ｎｏ．８、９、１３、１４の６５０℃における耐力およ
び引張強さは常温の６０〜７０％の低下がみられ、６５
０℃から７５０℃の間ではさらにＮｏ．８、９、１３合
金で１５〜２５％、Ｎｏ．１４合金で４５％もの低下が
みられた。また、Ｎｏ．１２および１４合金は伸びが他
の合金の半分以下であることから、本発明合金は高温強
度、伸びに優れた材質であることが判る。
【表２】
【００２４】クリープ破断試験は、各合金をＪＩＳ Ｚ
２２７２に示す直径６ｍｍの円形断面の試験片に加工
した後、６５０℃−１５０ＭＰａ、７５０℃−６４ＭＰ
ａの２条件で試験を行なった。結果を表３に示す。
２２７２に示す直径６ｍｍの円形断面の試験片に加工
した後、６５０℃−１５０ＭＰａ、７５０℃−６４ＭＰ
ａの２条件で試験を行なった。結果を表３に示す。
【００２５】６５０℃−１５０ＭＰａでは本発明合金お
よび比較合金のＮｏ．１０〜１２は何れも２９０ｈｒ以
上のクリープ破断寿命を示しているが、Ｎの含有量が下
限を下回っているＮｏ．９およびＮｉの低いＮｏ．８お
よびＮｏ．１３合金はそれらよりも２０〜４０％寿命が
短い。温度が７５０℃以上になるとその差がさらに大き
くなり、寿命は他の合金の５０％以下であった。また、
Ｎｏ．１２合金の寿命は本発明合金と同等であったが伸
びが半分以下であった。また、Ｎｏ．１４合金は１．７
ｈｒと他の合金に比べ非常に短いが、伸びも他の合金を
大きく上回ってはいなかった。以上のことからも本発明
合金は高温における強度および伸びに優れた材質である
ことがわかる。
よび比較合金のＮｏ．１０〜１２は何れも２９０ｈｒ以
上のクリープ破断寿命を示しているが、Ｎの含有量が下
限を下回っているＮｏ．９およびＮｉの低いＮｏ．８お
よびＮｏ．１３合金はそれらよりも２０〜４０％寿命が
短い。温度が７５０℃以上になるとその差がさらに大き
くなり、寿命は他の合金の５０％以下であった。また、
Ｎｏ．１２合金の寿命は本発明合金と同等であったが伸
びが半分以下であった。また、Ｎｏ．１４合金は１．７
ｈｒと他の合金に比べ非常に短いが、伸びも他の合金を
大きく上回ってはいなかった。以上のことからも本発明
合金は高温における強度および伸びに優れた材質である
ことがわかる。
【表３】
【００２６】高温での長時間使用による靭性の低下を評
価するためには、各合金をσ相が最も析出しやすい温度
とされている６５０℃で１００ｈｒおよび３０００ｈｒ
の時効処理をした後にシャルピー衝撃試験片（ＪＩＳ
Ｚ ２２０２に示す幅が５ｍｍのサブサイズＶノッチ試
験片）に加工し、０℃でシャルピー衝撃試験を行ない同
様の条件で加工、試験した未時効材のシャルピー衝撃値
からの脆化を比較した。未時効材および１００ｈｒ、３
０００ｈｒ時効材のシャルピー衝撃値を表４に示す。
価するためには、各合金をσ相が最も析出しやすい温度
とされている６５０℃で１００ｈｒおよび３０００ｈｒ
の時効処理をした後にシャルピー衝撃試験片（ＪＩＳ
Ｚ ２２０２に示す幅が５ｍｍのサブサイズＶノッチ試
験片）に加工し、０℃でシャルピー衝撃試験を行ない同
様の条件で加工、試験した未時効材のシャルピー衝撃値
からの脆化を比較した。未時効材および１００ｈｒ、３
０００ｈｒ時効材のシャルピー衝撃値を表４に示す。
【００２７】本発明合金の未時効材のシャルピー衝撃値
が１７０Ｊ／ｃｍ２以上であるのに対して、Ｅｑｕｉ
ｖ．Ｃｒの値が高い比較合金Ｎｏ．１０〜１２は１００
Ｊ／ｃｍ２以下と本来の衝撃値が低い。また、合金を６
５０℃で１００ｈｒ時効することによってすべての合金
の衝撃値が未時効材の５０％以下に低下しているが、特
に比較合金Ｎｏ．１０〜１２は７０％以上低下してお
り、脆化の度合いが大きい。３０００ｈｒ時効材では本
発明合金の衝撃値は１００ｈｒ時効から大きく変化はな
く２０％以上の低下はなかったが、比較合金Ｎｏ．１０
〜１２は１００ｈｒ時効材から更に５０〜６０％の低下
がみられた。また、Ｎｏ．１４合金は時効前から他の合
金よりも衝撃値が低いものの、３０００ｈｒ時効後も時
効による脆化は起こらなかった。
が１７０Ｊ／ｃｍ２以上であるのに対して、Ｅｑｕｉ
ｖ．Ｃｒの値が高い比較合金Ｎｏ．１０〜１２は１００
Ｊ／ｃｍ２以下と本来の衝撃値が低い。また、合金を６
５０℃で１００ｈｒ時効することによってすべての合金
の衝撃値が未時効材の５０％以下に低下しているが、特
に比較合金Ｎｏ．１０〜１２は７０％以上低下してお
り、脆化の度合いが大きい。３０００ｈｒ時効材では本
発明合金の衝撃値は１００ｈｒ時効から大きく変化はな
く２０％以上の低下はなかったが、比較合金Ｎｏ．１０
〜１２は１００ｈｒ時効材から更に５０〜６０％の低下
がみられた。また、Ｎｏ．１４合金は時効前から他の合
金よりも衝撃値が低いものの、３０００ｈｒ時効後も時
効による脆化は起こらなかった。
【００２８】また、各合金の３０００ｈｒ時効材を村上
試薬にて腐食しミクロ組織を観察したところ、本発明合
金およびＮｏ．８、９、１３、１４合金の３０００ｈｒ
時効材には微量の炭化物およびσ相が観察された。しか
しながら、Ｎｏ．１０〜１２合金は１００ｈｒ時効材に
炭化物、σ相が主に粒界に析出しており、３０００ｈｒ
時効後にはσ相は大きく成長していた。そこで画像解析
にて析出したσ相の面積率を測定した（表４）。何れの
合金にもσ相は観察されたが、Ｅｑｕｉｖ．Ｃｒの高い
Ｎｏ．１０〜１２合金のσ相は１０％以上であるのに対
し、本発明合金およびＮｏ．８、９、１３、１４合金は
５％以下の面積率であった。このことから、σ相の析出
が合金の脆化の一因であることがわかる。
試薬にて腐食しミクロ組織を観察したところ、本発明合
金およびＮｏ．８、９、１３、１４合金の３０００ｈｒ
時効材には微量の炭化物およびσ相が観察された。しか
しながら、Ｎｏ．１０〜１２合金は１００ｈｒ時効材に
炭化物、σ相が主に粒界に析出しており、３０００ｈｒ
時効後にはσ相は大きく成長していた。そこで画像解析
にて析出したσ相の面積率を測定した（表４）。何れの
合金にもσ相は観察されたが、Ｅｑｕｉｖ．Ｃｒの高い
Ｎｏ．１０〜１２合金のσ相は１０％以上であるのに対
し、本発明合金およびＮｏ．８、９、１３、１４合金は
５％以下の面積率であった。このことから、σ相の析出
が合金の脆化の一因であることがわかる。
【表４】
【００２９】
【発明の効果】本発明によれば高い高温強度を有するオ
ーステナイト系耐熱鋼において、σ相析出に影響するＣ
ｒ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｔｉの含有量を調整しσ相の析
出を極力抑えたことにより、高温強度を損なうことな
く、長時間使用しても優れた衝撃特性を有する合金を提
供することが可能となり、今後さらに高温下での使用が
要求されるボイラー用部材の実用化にとって欠くことの
できない技術となる。
ーステナイト系耐熱鋼において、σ相析出に影響するＣ
ｒ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｔｉの含有量を調整しσ相の析
出を極力抑えたことにより、高温強度を損なうことな
く、長時間使用しても優れた衝撃特性を有する合金を提
供することが可能となり、今後さらに高温下での使用が
要求されるボイラー用部材の実用化にとって欠くことの
できない技術となる。
Claims (3)
- 【請求項１】 重量比でＣ：０．０１〜０．１０％、Ｓ
ｉ：≦１．５０％、Ｍｎ：≦１．５０％、Ｐ：≦０．０
３０％、Ｓ：≦０．０１５％、Ｎｉ：２５．００〜３
５．００％、Ｃｒ：１９．００〜２９．００％、Ｍｏ＋
Ｗ：≦３．０％、Ｖ：≦０．５％、Ｃｏ：≦５．０％、
Ａｌ：≦０．１５％、Ｔｉ：≦０．１５％、Ｎｂ＋Ｔ
ａ：≦１．０％、Ｎ：０．１〜０．３５％を含有し、か
つ重量比で計算したＣｒ＋０．３１Ｍｎ＋１．７６Ｍｏ
＋０．９７Ｗ＋２．０２Ｖ＋１．５８Ｓｉ＋２．４４Ｔ
ｉ＋１．７０Ｎｂ＋１．２２Ｔａ−０．２２６Ｎｉ−
０．１７７Ｃｏの値が２３以下であり、残部はＦｅ及び
不可避不純物からなることを特徴とする耐熱性合金。 - 【請求項２】 請求項１の成分からなることを特徴とす
るボイラー用配管部材。 - 【請求項３】 精密鋳造法、もしくは引き抜きにより製
作されることを特徴とする請求項２のボイラー用配管部
材
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18912799A JP2001011583A (ja) | 1999-07-02 | 1999-07-02 | 耐熱性合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18912799A JP2001011583A (ja) | 1999-07-02 | 1999-07-02 | 耐熱性合金 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2001011583A true JP2001011583A (ja) | 2001-01-16 |
Family
ID=16235858
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP18912799A Pending JP2001011583A (ja) | 1999-07-02 | 1999-07-02 | 耐熱性合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2001011583A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2003041349A (ja) * | 2001-08-01 | 2003-02-13 | Nisshin Steel Co Ltd | 電気抵抗材料 |
| EP1420077A1 (de) * | 2002-01-23 | 2004-05-19 | Böhler Edelstahl GmbH & Co KG | Reaktionsträger Werkstoff mit erhöhter Härte für thermisch beanspruchte Bauteile |
| EP1445342A1 (en) * | 2003-01-29 | 2004-08-11 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Austenitic stainless steel and manufacturing method thereof |
| JP2006317023A (ja) * | 2005-05-10 | 2006-11-24 | Ishikawajima Harima Heavy Ind Co Ltd | 管整列装置 |
| CN103667965A (zh) * | 2013-11-08 | 2014-03-26 | 铜陵安东铸钢有限责任公司 | 一种耐低温耐腐蚀合金钢材料及其制备方法 |
-
1999
- 1999-07-02 JP JP18912799A patent/JP2001011583A/ja active Pending
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2003041349A (ja) * | 2001-08-01 | 2003-02-13 | Nisshin Steel Co Ltd | 電気抵抗材料 |
| EP1420077A1 (de) * | 2002-01-23 | 2004-05-19 | Böhler Edelstahl GmbH & Co KG | Reaktionsträger Werkstoff mit erhöhter Härte für thermisch beanspruchte Bauteile |
| EP1445342A1 (en) * | 2003-01-29 | 2004-08-11 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Austenitic stainless steel and manufacturing method thereof |
| US6939415B2 (en) | 2003-01-29 | 2005-09-06 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Austenitic stainless steel and manufacturing method thereof |
| JP2006317023A (ja) * | 2005-05-10 | 2006-11-24 | Ishikawajima Harima Heavy Ind Co Ltd | 管整列装置 |
| CN103667965A (zh) * | 2013-11-08 | 2014-03-26 | 铜陵安东铸钢有限责任公司 | 一种耐低温耐腐蚀合金钢材料及其制备方法 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP4484093B2 (ja) | Ｎｉ基耐熱合金 | |
| US8491838B2 (en) | Low thermal expansion Ni-base superalloy | |
| JP5988008B2 (ja) | オーステナイト系ステンレス鋼板 | |
| JP5010301B2 (ja) | 排ガス経路部材用フェライト系ステンレス鋼および排ガス経路部材 | |
| WO2018151222A1 (ja) | Ｎｉ基耐熱合金およびその製造方法 | |
| EP2885440A1 (en) | High-chromium heat-resistant steel | |
| JP5012243B2 (ja) | 高温強度、耐熱性および加工性に優れるフェライト系ステンレス鋼 | |
| JP4816642B2 (ja) | 低合金鋼 | |
| JP6520546B2 (ja) | オーステナイト系耐熱合金部材およびその製造方法 | |
| JP2542753B2 (ja) | 高温強度の優れたオ―ステナイト系耐熱鋳鋼製排気系部品 | |
| US2432615A (en) | Iron-base alloys | |
| JP3492531B2 (ja) | 耐熱ステンレス鋼 | |
| JP2002235154A (ja) | 高Ｃｒフェライト系耐熱鋼材 | |
| JP4312408B2 (ja) | 耐蝕性オーステナイト合金 | |
| JP2001011583A (ja) | 耐熱性合金 | |
| JP2023504842A (ja) | 加工性、クリープ強度および耐食性に優れたニッケル－クロム－鉄－アルミニウム合金およびその使用 | |
| JP5880836B2 (ja) | 析出強化型耐熱鋼及びその加工方法 | |
| US10689723B2 (en) | Ferritic stainless steel and heat-resistant member | |
| JP6738010B2 (ja) | 高温強度特性および高温クリープ特性に優れたニッケル基合金 | |
| JP2970432B2 (ja) | 高温用ステンレス鋼とその製造方法 | |
| JP2002004011A (ja) | ガスタービンの排気ガス経路部材用フェライト系ステンレス鋼 | |
| JPH07238349A (ja) | 耐熱鋼 | |
| JPS62180040A (ja) | ガスタ−ビン用コンプレツサブレ−ド | |
| JP2002241903A (ja) | 高Ｃｒフェライト系耐熱鋼材 | |
| JP2019026911A (ja) | オーステナイト系耐熱合金部材 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20060613 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20080625 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Effective date: 20080701 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 |
|
| A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20081028 |