JP2002004011A - 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 - Google Patents
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Info
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 ６５０〜８００℃の高温雰囲気に長時間曝さ
れた後でも高温強度の低下がなく、加工性及び長時間時
効後の低温靭性に優れた排ガス経路部材用フェライト系
ステンレス鋼を提供する。 【構成】 このフェライト系ステンレス鋼は、Ｃ：０．
０３％以下，Ｓｉ：１．０％以下，Ｍｎ：１．５％以
下，Ｎｉ：０．６％以下，Ｃｒ：１１〜１９％，Ｎｂ：
０．６％以下，Ｃｕ：１．０〜３．０％，Ｎ：０．０３
％以下を含んでいる。必要に応じ、Ｍｏ：１．０％以
下，Ｔｉ：１．０％以下，Ｖ：１．０％以下，Ｗ：３．
０％以下，Ｚｒ：３．０％以下の１種又は２種以上を添
加することもできる。
れた後でも高温強度の低下がなく、加工性及び長時間時
効後の低温靭性に優れた排ガス経路部材用フェライト系
ステンレス鋼を提供する。 【構成】 このフェライト系ステンレス鋼は、Ｃ：０．
０３％以下，Ｓｉ：１．０％以下，Ｍｎ：１．５％以
下，Ｎｉ：０．６％以下，Ｃｒ：１１〜１９％，Ｎｂ：
０．６％以下，Ｃｕ：１．０〜３．０％，Ｎ：０．０３
％以下を含んでいる。必要に応じ、Ｍｏ：１．０％以
下，Ｔｉ：１．０％以下，Ｖ：１．０％以下，Ｗ：３．
０％以下，Ｚｒ：３．０％以下の１種又は２種以上を添
加することもできる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、発電プラントの事業用
ガスタービンや産業用小型ガスタービンの出側以降に配
置される排気ディフーザ，排気ダクト，サイレンサ，脱
硝装置等の高温雰囲気に曝される排ガス経路部材に適し
たフェライト系ステンレス鋼に関する。
ガスタービンや産業用小型ガスタービンの出側以降に配
置される排気ディフーザ，排気ダクト，サイレンサ，脱
硝装置等の高温雰囲気に曝される排ガス経路部材に適し
たフェライト系ステンレス鋼に関する。
【０００２】
【従来の技術】発電プラントは高い熱効率，優れた環境
特性及びプラント運用特性が要求されており、これらの
要求を満足するシステムとしてＬＮＧコンバインドサイ
クル発電プラントの建設が各国で進められている。最近
では、プラントの発電効率を更に向上させるため、ガス
タービンの燃焼排ガス温度を従来の１３００℃級から１
４００〜１５００℃級まで上昇させる計画が開始されて
いる。従来の１３００℃級プラントでは、ガスタービン
の出側以降に配置される排気ガスダクト部，廃棄サイレ
ンサ等の排ガス経路部材は、最高でも６００〜７００℃
のガスに曝されるに留まっていた。そのため、排ガス経
路部材のうち、６００℃以下の比較的低い温度雰囲気に
曝される部材にはＳＵＨ４０９鋼を使用し、高温雰囲気
に曝される部材には１４Ｃｒ−Ｓｉ−Ｎｂを基本とする
フェライト系ステンレス鋼（特開平６−２２８７１５号
公報，特開平６−３２３１０８号公報）が使用されてき
た。
特性及びプラント運用特性が要求されており、これらの
要求を満足するシステムとしてＬＮＧコンバインドサイ
クル発電プラントの建設が各国で進められている。最近
では、プラントの発電効率を更に向上させるため、ガス
タービンの燃焼排ガス温度を従来の１３００℃級から１
４００〜１５００℃級まで上昇させる計画が開始されて
いる。従来の１３００℃級プラントでは、ガスタービン
の出側以降に配置される排気ガスダクト部，廃棄サイレ
ンサ等の排ガス経路部材は、最高でも６００〜７００℃
のガスに曝されるに留まっていた。そのため、排ガス経
路部材のうち、６００℃以下の比較的低い温度雰囲気に
曝される部材にはＳＵＨ４０９鋼を使用し、高温雰囲気
に曝される部材には１４Ｃｒ−Ｓｉ−Ｎｂを基本とする
フェライト系ステンレス鋼（特開平６−２２８７１５号
公報，特開平６−３２３１０８号公報）が使用されてき
た。
【０００３】しかし、燃焼排ガス温度が１４００〜１５
００℃まで上昇すると、排ガス経路部材が曝される雰囲
気温度が６５０〜８００℃程度まで上昇することが予想
される。そのため、従来の材料及び構造のままでは、高
い排ガス温度で長時間使用したとき熱疲労破壊，高温高
サイクル疲労破壊，クリープ破壊等、種々の破壊が生じ
やすくなる。また、長時間加熱による大きな組織変化、
たとえば脆い析出物の生成などによって、使用後の低温
靭性が低下し、稼動時に脆性破壊を起こしやすくなる虞
もある。
００℃まで上昇すると、排ガス経路部材が曝される雰囲
気温度が６５０〜８００℃程度まで上昇することが予想
される。そのため、従来の材料及び構造のままでは、高
い排ガス温度で長時間使用したとき熱疲労破壊，高温高
サイクル疲労破壊，クリープ破壊等、種々の破壊が生じ
やすくなる。また、長時間加熱による大きな組織変化、
たとえば脆い析出物の生成などによって、使用後の低温
靭性が低下し、稼動時に脆性破壊を起こしやすくなる虞
もある。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】燃焼排ガス温度の上昇
で誘発される各種破壊を防止するためには、排ガス経路
部材の設計変更や耐熱性及び組織安定性が一層優れた材
料が必要になる。設計変更による破壊防止策では、基本
的に板厚を厚くし、更に応力集中部に補強材を使用す
る。しかし、材料総重量の増加が避けられず、コスト増
やダクト部の組立て時における溶接施工の負担が大きく
なる。しかも、使用材料の厚肉化に起因してダクト部の
熱損失が大きくなるため、発電プラントの最も重要な特
性である高効率発電に支障をきたしやすい。
で誘発される各種破壊を防止するためには、排ガス経路
部材の設計変更や耐熱性及び組織安定性が一層優れた材
料が必要になる。設計変更による破壊防止策では、基本
的に板厚を厚くし、更に応力集中部に補強材を使用す
る。しかし、材料総重量の増加が避けられず、コスト増
やダクト部の組立て時における溶接施工の負担が大きく
なる。しかも、使用材料の厚肉化に起因してダクト部の
熱損失が大きくなるため、発電プラントの最も重要な特
性である高効率発電に支障をきたしやすい。
【０００５】耐熱性及び組織安定性が一層優れた材料と
して、従来の低Ｃｒフェライト系ステンレス鋼に代えマ
ルテンサイト系又はオーステナイト系ステンレス鋼の使
用が考えられる。しかし、マルテンサイト系ステンレス
鋼は、強度が高いものの加工性に劣ることが欠点であ
る。加工性を確保するために焼戻しを施しても、６５０
〜８００℃の高温雰囲気に曝されるとオーステナイト相
が生成する場合がある。その結果、相変態に起因する膨
張・収縮が熱膨張・収縮と相俟って、部材が局部的に大
きく変形する虞がある。この点は、従来から高温高強度
フェライト系耐熱鋼として知られている２．２５Ｃｒ系
鋼，９Ｃｒ系鋼，１２Ｃｒ系鋼でも同様である。オース
テナイト系ステンレス鋼は、フェライト系ステンレス鋼
に比較して熱膨張係数が大きく、稼動と停止を毎日繰り
返す発電プラントでは応力集中しやすい溶接部等の熱疲
労破壊が懸念され、結果として排ガス経路部材の設計変
更も必要になる。しかも、オーステナイト系ステンレス
鋼は、フェライト系ステンレス鋼に比較して高価な材料
であることから、建設コストを上昇させる原因となる。
して、従来の低Ｃｒフェライト系ステンレス鋼に代えマ
ルテンサイト系又はオーステナイト系ステンレス鋼の使
用が考えられる。しかし、マルテンサイト系ステンレス
鋼は、強度が高いものの加工性に劣ることが欠点であ
る。加工性を確保するために焼戻しを施しても、６５０
〜８００℃の高温雰囲気に曝されるとオーステナイト相
が生成する場合がある。その結果、相変態に起因する膨
張・収縮が熱膨張・収縮と相俟って、部材が局部的に大
きく変形する虞がある。この点は、従来から高温高強度
フェライト系耐熱鋼として知られている２．２５Ｃｒ系
鋼，９Ｃｒ系鋼，１２Ｃｒ系鋼でも同様である。オース
テナイト系ステンレス鋼は、フェライト系ステンレス鋼
に比較して熱膨張係数が大きく、稼動と停止を毎日繰り
返す発電プラントでは応力集中しやすい溶接部等の熱疲
労破壊が懸念され、結果として排ガス経路部材の設計変
更も必要になる。しかも、オーステナイト系ステンレス
鋼は、フェライト系ステンレス鋼に比較して高価な材料
であることから、建設コストを上昇させる原因となる。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明は、このような問
題を解消すべく案出されたものであり、Ｎｂ系金属間化
合物の析出に由来する析出強化が長時間時効後に消失す
ることを所定量のＣｕ添加で防止することにより、燃焼
排ガス温度が１４００〜１５００℃級の発電プラントや
産業用小型ガスタービンの出側以降に配置される排ガス
ダクト，排気サイレンサ等の排ガス経路部材として使用
されるフェライト系ステンレス鋼を提供することを目的
とする。
題を解消すべく案出されたものであり、Ｎｂ系金属間化
合物の析出に由来する析出強化が長時間時効後に消失す
ることを所定量のＣｕ添加で防止することにより、燃焼
排ガス温度が１４００〜１５００℃級の発電プラントや
産業用小型ガスタービンの出側以降に配置される排ガス
ダクト，排気サイレンサ等の排ガス経路部材として使用
されるフェライト系ステンレス鋼を提供することを目的
とする。
【０００７】本発明のフェライト系ステンレス鋼は、そ
の目的を達成するため、Ｃ：０．０３質量％以下，Ｓ
ｉ：１．０質量％以下，Ｍｎ：１．５質量％以下，Ｎ
ｉ：０．６質量％以下，Ｃｒ：１１〜１９質量％，Ｎ
ｂ：０．６質量％以下，Ｃｕ：１．０〜３．０質量％，
Ｎ：０．０３質量％以下を含み、残部が実質的にＦｅの
組成をもつことを特徴とする。このフェライト系ステン
レス鋼は、更にＭｏ：１．０質量％以下，Ｔｉ：１．０
質量％以下，Ｖ：１．０質量％以下，Ｗ：３．０質量％
以下，Ｚｒ：３．０質量％以下の１種又は２種以上を含
むことができる。
の目的を達成するため、Ｃ：０．０３質量％以下，Ｓ
ｉ：１．０質量％以下，Ｍｎ：１．５質量％以下，Ｎ
ｉ：０．６質量％以下，Ｃｒ：１１〜１９質量％，Ｎ
ｂ：０．６質量％以下，Ｃｕ：１．０〜３．０質量％，
Ｎ：０．０３質量％以下を含み、残部が実質的にＦｅの
組成をもつことを特徴とする。このフェライト系ステン
レス鋼は、更にＭｏ：１．０質量％以下，Ｔｉ：１．０
質量％以下，Ｖ：１．０質量％以下，Ｗ：３．０質量％
以下，Ｚｒ：３．０質量％以下の１種又は２種以上を含
むことができる。
【０００８】
【作用】本発明者等は、１３００℃級複合サイクル発電
プラントの排気ガスダクト材に適した材料とされている
１４Ｃｒ−Ｓｉ−Ｎｂ鋼を用いて、６００〜８００℃の
短時間時効から長時間時効後の析出形態を詳細に調査し
た。その結果、時効前にはＮｂが固溶状態にあり、固溶
強化によって高温強度が改善されること、時効初期には
一部のＮｂが金属間化合物として析出し、析出強化によ
って高温強度が保たれること、しかし長時間時効後には
析出強化による影響が消失し、高温強度が低下すること
を解明した。
プラントの排気ガスダクト材に適した材料とされている
１４Ｃｒ−Ｓｉ−Ｎｂ鋼を用いて、６００〜８００℃の
短時間時効から長時間時効後の析出形態を詳細に調査し
た。その結果、時効前にはＮｂが固溶状態にあり、固溶
強化によって高温強度が改善されること、時効初期には
一部のＮｂが金属間化合物として析出し、析出強化によ
って高温強度が保たれること、しかし長時間時効後には
析出強化による影響が消失し、高温強度が低下すること
を解明した。
【０００９】そこで、フェライト系ステンレス鋼を長時
間時効した後の高温強度に及ぼす種々の合金成分の影響
を調査・研究した。その結果、長時間時効後に析出強化
による影響が消失することは、時効によってＦｅ及びＮ
ｂを主体とする析出物が凝集・粗大化し，析出強化に有
効な析出間距離を保てなくなることが原因であると考え
られる。この点、所定量のＣｕを添加すると、Ｆｅ及び
Ｎｂを主体とする析出物の凝集・粗大化が遅延し、Ｃｕ
自体が時効と共にε−Ｃｕとして微細に析出し、しかも
その析出速度がＦｅ−Ｎｂ系よりも非常に遅いため、析
出強化の消失に起因した高温強度の低下が少なく、長時
間時効後においても優れた高温特性が維持されることを
見出した。高温強度の低下抑制に及ぼすＣｕの作用は、
マトリックスへのＮｂ析出に遅れてＣｕの析出が開始さ
れるため、高温雰囲気に長時間曝されても析出効果が持
続するものと推察される。
間時効した後の高温強度に及ぼす種々の合金成分の影響
を調査・研究した。その結果、長時間時効後に析出強化
による影響が消失することは、時効によってＦｅ及びＮ
ｂを主体とする析出物が凝集・粗大化し，析出強化に有
効な析出間距離を保てなくなることが原因であると考え
られる。この点、所定量のＣｕを添加すると、Ｆｅ及び
Ｎｂを主体とする析出物の凝集・粗大化が遅延し、Ｃｕ
自体が時効と共にε−Ｃｕとして微細に析出し、しかも
その析出速度がＦｅ−Ｎｂ系よりも非常に遅いため、析
出強化の消失に起因した高温強度の低下が少なく、長時
間時効後においても優れた高温特性が維持されることを
見出した。高温強度の低下抑制に及ぼすＣｕの作用は、
マトリックスへのＮｂ析出に遅れてＣｕの析出が開始さ
れるため、高温雰囲気に長時間曝されても析出効果が持
続するものと推察される。
【００１０】Ｃｕ添加により組織安定性が改善されたフ
ェライト系ステンレス鋼は、高温強度，耐高温酸化性等
の耐熱性に加えて加工性，靭性，溶接性にも優れている
ことから、１４００〜１５００℃級の発電プラント用排
ガス経路部材として使用可能であると考えられる。
ェライト系ステンレス鋼は、高温強度，耐高温酸化性等
の耐熱性に加えて加工性，靭性，溶接性にも優れている
ことから、１４００〜１５００℃級の発電プラント用排
ガス経路部材として使用可能であると考えられる。
【００１１】以下、本発明フェライト系ステンレス鋼に
含まれる合金成分及び含有量を説明する。Ｃ：０．０３質量％以下，Ｎ：０．０３質量％以下 Ｃ及びＮは、一般的にはクリープ強度等の高温強度に対
して有効な合金成分として扱われているが、含有量が多
くなると酸化特性，加工性及び靭性が低下する。また、
本発明フェライト系ステンレス鋼では、ＮｂでＣ及びＮ
を炭窒化物として固定しているが、Ｃ及びＮの増加に伴
ってＣ及びＮの固定に多量のＮｂを必要とし、鋼材コス
トを上昇させることになる。したがって、Ｃ及びＮは少
ないほど好ましく、Ｃ及びＮ含有量の上限を共に０．０
３質量％（好ましくは０．０２０質量％）に設定した。Ｓｉ：１．０質量％以下 高温酸化特性の改善に有効な合金成分であるが，過剰量
のＳｉが含まれると材質が硬質化し、加工性及び靭性が
低下する。そこで、Ｓｉ含有量の上限を１．０質量％
（好ましくは０．８質量％）に設定した。
含まれる合金成分及び含有量を説明する。Ｃ：０．０３質量％以下，Ｎ：０．０３質量％以下 Ｃ及びＮは、一般的にはクリープ強度等の高温強度に対
して有効な合金成分として扱われているが、含有量が多
くなると酸化特性，加工性及び靭性が低下する。また、
本発明フェライト系ステンレス鋼では、ＮｂでＣ及びＮ
を炭窒化物として固定しているが、Ｃ及びＮの増加に伴
ってＣ及びＮの固定に多量のＮｂを必要とし、鋼材コス
トを上昇させることになる。したがって、Ｃ及びＮは少
ないほど好ましく、Ｃ及びＮ含有量の上限を共に０．０
３質量％（好ましくは０．０２０質量％）に設定した。Ｓｉ：１．０質量％以下 高温酸化特性の改善に有効な合金成分であるが，過剰量
のＳｉが含まれると材質が硬質化し、加工性及び靭性が
低下する。そこで、Ｓｉ含有量の上限を１．０質量％
（好ましくは０．８質量％）に設定した。
【００１２】Ｍｎ：１．５質量％以下 フェライト系ステンレス鋼の高温酸化特性，特にスケー
ル剥離性を改善する合金成分であるが、過剰量のＭｎが
含まれると加工性及び溶接性が低下する。オーステナイ
ト相安定化元素であるため、Ｍｎの過剰添加はマルテン
サイト相を生成させ、加工性を劣化させる原因になる。
このようなことから、Ｍｎ含有量の上限を１．５質量％
（好ましくは１．０質量％）に設定した。Ｎｉ：０．６質量％以下 オーステナイト相安定化元素であるため、フェライト系
ステンレス鋼に過剰添加するとＭｎと同様にマルテンサ
イト相を生成し、加工性が低下する。また、原料価格も
高いことから、Ｎｉの過剰添加を避けるべきである。そ
こで、Ｎｉ含有量の上限を０．６質量（好ましくは０．
５質量％）に設定した。
ル剥離性を改善する合金成分であるが、過剰量のＭｎが
含まれると加工性及び溶接性が低下する。オーステナイ
ト相安定化元素であるため、Ｍｎの過剰添加はマルテン
サイト相を生成させ、加工性を劣化させる原因になる。
このようなことから、Ｍｎ含有量の上限を１．５質量％
（好ましくは１．０質量％）に設定した。Ｎｉ：０．６質量％以下 オーステナイト相安定化元素であるため、フェライト系
ステンレス鋼に過剰添加するとＭｎと同様にマルテンサ
イト相を生成し、加工性が低下する。また、原料価格も
高いことから、Ｎｉの過剰添加を避けるべきである。そ
こで、Ｎｉ含有量の上限を０．６質量（好ましくは０．
５質量％）に設定した。
【００１３】Ｃｒ：１１〜１９質量％ フェライト相を安定させると共に、高温材料で重要視さ
れる耐酸化性の改善に不可欠な合金成分である。Ｃｒ含
有量が多いほど耐酸化性は向上するが、過剰量のＣｒ添
加は材質の脆化を招き、硬さも上昇し、加工性を劣化さ
せる。したがって、Ｃｒ含有量を１１〜１９質量％（好
ましくは１６〜１９質量％）の範囲に定めた。Ｎｂ：０．６質量％以下 加工性や靭性に悪影響を及ぼすＣ及びＮを炭窒化物とし
て固定すると共に、固溶強化及び析出強化によって高温
強度を改善する合金成分である。しかし、過剰量のＮｂ
添加は、溶接高温割れ感受性を高くする。そこで、溶接
高温割れ感受性に大きな影響を及ぼすことがないよう
に、Ｎｂ含有量の上限を０．６質量％（好ましくは０．
５５質量％）に設定した。
れる耐酸化性の改善に不可欠な合金成分である。Ｃｒ含
有量が多いほど耐酸化性は向上するが、過剰量のＣｒ添
加は材質の脆化を招き、硬さも上昇し、加工性を劣化さ
せる。したがって、Ｃｒ含有量を１１〜１９質量％（好
ましくは１６〜１９質量％）の範囲に定めた。Ｎｂ：０．６質量％以下 加工性や靭性に悪影響を及ぼすＣ及びＮを炭窒化物とし
て固定すると共に、固溶強化及び析出強化によって高温
強度を改善する合金成分である。しかし、過剰量のＮｂ
添加は、溶接高温割れ感受性を高くする。そこで、溶接
高温割れ感受性に大きな影響を及ぼすことがないよう
に、Ｎｂ含有量の上限を０．６質量％（好ましくは０．
５５質量％）に設定した。
【００１４】Ｃｕ：１．０〜３．０質量％ 高温強度の改善に有効な合金成分である。添加されたＣ
ｕは、時効前の段階ではマトリックスに全量固溶してお
り、時効初期から長時間時効になるに応じてＮｂよりも
遅い速度で析出する。Ｃｕの遅い析出は、Ｎｂ単独を添
加したフェライト系ステンレス鋼に比較して長時間加熱
された後でも優れた高温強度が維持される原因である。
長時間にわたって優れた高温強度を維持する上では１．
０質量％以上のＣｕ含有量が必要であるが、加工性及び
靭性の低下を防止するためにＣｕ含有量の上限を３．０
質量％に設定した。好ましいＣｕ含有量の範囲は、１．
０〜２．０質量％である。
ｕは、時効前の段階ではマトリックスに全量固溶してお
り、時効初期から長時間時効になるに応じてＮｂよりも
遅い速度で析出する。Ｃｕの遅い析出は、Ｎｂ単独を添
加したフェライト系ステンレス鋼に比較して長時間加熱
された後でも優れた高温強度が維持される原因である。
長時間にわたって優れた高温強度を維持する上では１．
０質量％以上のＣｕ含有量が必要であるが、加工性及び
靭性の低下を防止するためにＣｕ含有量の上限を３．０
質量％に設定した。好ましいＣｕ含有量の範囲は、１．
０〜２．０質量％である。
【００１５】Ｍｏ：１．０質量％以下，Ｔｉ：１．０質
量％以下，Ｖ：１．０質量％以下 Ｗ：３．０質量％以下，Ｚｒ：３．０質量％以下 必要に応じて添加される合金成分であり、高温強度の改
善に寄与する。Ｍｏ，Ｔｉ，Ｖ，Ｗ及びＺｒは、単独で
も或いは２種以上を複合して添加してもよい。しかし、
Ｍｏ，Ｔｉ，Ｖ，Ｗ，Ｚｒの過剰添加は、原料コストを
上昇させるばかりか、フェライト系ステンレス鋼を硬質
化する。そこで、Ｍｏ，Ｔｉ，Ｖ，Ｗ，Ｚｒを添加する
場合、単独ではそれぞれＭｏ：１．０質量％以下（好ま
しくは０．１〜０．８質量％），Ｔｉ：１．０質量％以
下（０．１〜０．５質量％），Ｖ：１．０質量％以下
（０．１〜０．５質量％），Ｗ：３．０質量％以下（好
ましくは０．１〜２．０質量％）の範囲で、合計量とし
ては０．１〜２．０質量％の範囲で添加する。
量％以下，Ｖ：１．０質量％以下 Ｗ：３．０質量％以下，Ｚｒ：３．０質量％以下 必要に応じて添加される合金成分であり、高温強度の改
善に寄与する。Ｍｏ，Ｔｉ，Ｖ，Ｗ及びＺｒは、単独で
も或いは２種以上を複合して添加してもよい。しかし、
Ｍｏ，Ｔｉ，Ｖ，Ｗ，Ｚｒの過剰添加は、原料コストを
上昇させるばかりか、フェライト系ステンレス鋼を硬質
化する。そこで、Ｍｏ，Ｔｉ，Ｖ，Ｗ，Ｚｒを添加する
場合、単独ではそれぞれＭｏ：１．０質量％以下（好ま
しくは０．１〜０．８質量％），Ｔｉ：１．０質量％以
下（０．１〜０．５質量％），Ｖ：１．０質量％以下
（０．１〜０．５質量％），Ｗ：３．０質量％以下（好
ましくは０．１〜２．０質量％）の範囲で、合計量とし
ては０．１〜２．０質量％の範囲で添加する。
【００１６】前掲した成分以外では、不純物元素である
Ｐ，Ｓ，Ｏ等は、Ｐ：０．０４質量％以下，Ｓ：０．０
３質量％以下，Ｏ：０．０２質量％以下で可能な限り低
減することが好ましい。Ｐ，Ｓ，Ｏ等の不純物含有量を
更に厳しく規制すると、より高いレベルで加工性や靭性
が確保される。また、耐熱性改善に有効なＡｌ，Ｙ，Ｒ
ＥＭ（希土類元素）や、熱間加工性及び靭性の改善に有
効なＣａ，Ｍｇ，Ｂ，Ｃｏ等も必要に応じて適宜添加で
きる。
Ｐ，Ｓ，Ｏ等は、Ｐ：０．０４質量％以下，Ｓ：０．０
３質量％以下，Ｏ：０．０２質量％以下で可能な限り低
減することが好ましい。Ｐ，Ｓ，Ｏ等の不純物含有量を
更に厳しく規制すると、より高いレベルで加工性や靭性
が確保される。また、耐熱性改善に有効なＡｌ，Ｙ，Ｒ
ＥＭ（希土類元素）や、熱間加工性及び靭性の改善に有
効なＣａ，Ｍｇ，Ｂ，Ｃｏ等も必要に応じて適宜添加で
きる。
【００１７】本発明に従ったフェライト系ステンレス鋼
は、製造方法に特段の制約が加わるものではないが、熱
延焼鈍板のままで優れた耐熱性を発現するようにＣｕを
予め固溶させておく製造方法が好ましい。熱延のみで所
定板厚の鋼板を製造できない場合、冷延及び焼鈍を１回
又は複数回繰り返すことにより、熱延焼鈍板と同等の耐
熱性を呈する鋼板が得られる。優れた高温強度及び耐熱
性は、鋼板を所定形状に加工し溶接した後でも維持され
る。
は、製造方法に特段の制約が加わるものではないが、熱
延焼鈍板のままで優れた耐熱性を発現するようにＣｕを
予め固溶させておく製造方法が好ましい。熱延のみで所
定板厚の鋼板を製造できない場合、冷延及び焼鈍を１回
又は複数回繰り返すことにより、熱延焼鈍板と同等の耐
熱性を呈する鋼板が得られる。優れた高温強度及び耐熱
性は、鋼板を所定形状に加工し溶接した後でも維持され
る。
【００１８】
【実施例１】１８Ｃｒ−０．４Ｎｂ鋼を基本組成とし、
Ｃｕ含有量を種々変更したフェライト系ステンレス鋼の
高温強度及び靭性を調査し、高温強度特性及び靭性に及
ぼすＣｕ含有量の影響を調査した。高温強度特性は７０
０℃のクリープ試験、靭性は７００℃時効材のシャルピ
ー衝撃試験で評価した。７００℃クリープ試験では、７
００℃で種々の応力を加えるクリープ破断試験を行い、
１０００時間の破断強さを求めた。シャルピー衝撃試験
では、板厚２．０ｍｍの冷延焼鈍板を７００℃で１００
０時間時効した後、０℃でシャルピー衝撃値を求めた。
Ｃｕ含有量を種々変更したフェライト系ステンレス鋼の
高温強度及び靭性を調査し、高温強度特性及び靭性に及
ぼすＣｕ含有量の影響を調査した。高温強度特性は７０
０℃のクリープ試験、靭性は７００℃時効材のシャルピ
ー衝撃試験で評価した。７００℃クリープ試験では、７
００℃で種々の応力を加えるクリープ破断試験を行い、
１０００時間の破断強さを求めた。シャルピー衝撃試験
では、板厚２．０ｍｍの冷延焼鈍板を７００℃で１００
０時間時効した後、０℃でシャルピー衝撃値を求めた。
【００１９】図１の調査結果にみられるように、７００
℃でのクリープ破断強度は、Ｃｕ含有量の増加に伴って
急激に上昇し、１．０質量％以上のＣｕ添加で約３６Ｎ
／ｍｍ2になっていた。この値は、１３００℃級発電プ
ラントの高温部で使用されている１４Ｃｒ−Ｓｉ−Ｎｂ
鋼の約２倍，低温部で使用されているＳＵＨ４０９鋼の
４倍以上の破断強度に相当する。７００℃でのクリープ
破断強度は，時間経過によって異なるものの、１０００
時間の破断強度でみると１．０質量％以上のＣｕ添加に
よって１４Ｃｒ−Ｓｉ−Ｎｂ鋼の１．５倍以上を満足し
ている。
℃でのクリープ破断強度は、Ｃｕ含有量の増加に伴って
急激に上昇し、１．０質量％以上のＣｕ添加で約３６Ｎ
／ｍｍ2になっていた。この値は、１３００℃級発電プ
ラントの高温部で使用されている１４Ｃｒ−Ｓｉ−Ｎｂ
鋼の約２倍，低温部で使用されているＳＵＨ４０９鋼の
４倍以上の破断強度に相当する。７００℃でのクリープ
破断強度は，時間経過によって異なるものの、１０００
時間の破断強度でみると１．０質量％以上のＣｕ添加に
よって１４Ｃｒ−Ｓｉ−Ｎｂ鋼の１．５倍以上を満足し
ている。
【００２０】他方、７００℃時効材のシャルピー衝撃値
は、Ｃｕ含有量の増加に応じて低下し、Ｃｕ含有量が
３．０質量％を超えると低下傾向が大きくなっていた。
本発明者等は、１４Ｃｒ−Ｓｉ−Ｎｂ鋼を６００〜９０
０℃で時効した後のシャルピー衝撃値を詳細に別途検討
しており，板厚２．０ｍｍの場合には当該温度域で長時
間時効しても４０Ｊ／ｃｍ2以上のシャルピー衝撃値が
維持されることを確認している。この点、Ｃｕ含有量を
３．０質量％以下に規制したフェライト系ステンレス鋼
では、１４Ｃｒ−Ｓｉ−Ｎｂ鋼と比較して、より優れた
靭性が得られている。
は、Ｃｕ含有量の増加に応じて低下し、Ｃｕ含有量が
３．０質量％を超えると低下傾向が大きくなっていた。
本発明者等は、１４Ｃｒ−Ｓｉ−Ｎｂ鋼を６００〜９０
０℃で時効した後のシャルピー衝撃値を詳細に別途検討
しており，板厚２．０ｍｍの場合には当該温度域で長時
間時効しても４０Ｊ／ｃｍ2以上のシャルピー衝撃値が
維持されることを確認している。この点、Ｃｕ含有量を
３．０質量％以下に規制したフェライト系ステンレス鋼
では、１４Ｃｒ−Ｓｉ−Ｎｂ鋼と比較して、より優れた
靭性が得られている。
【００２１】また、時効前の室温における伸び（図１
で、各プロットに付した数値：％）をみると、Ｃｕ含有
量の増加に伴って室温での伸びが低下している。排ガス
経路部材用に使用されるフェライト系ステンレス鋼とし
て十分な加工性を得るために少なくとも３０％以上の伸
びが必要であるが、Ｃｕ含有量を３．０質量％以下に規
制することにより３０％以上の伸びが得られている。以
上の結果から、１．０〜３．０質量％の範囲でＣｕをＮ
ｂ添加フェライト系ステンレス鋼に含有させることによ
り、７００℃でのクリープ破断強度が大幅に改善され、
しかも良好な靭性及び加工性が確保されることが確認さ
れた。
で、各プロットに付した数値：％）をみると、Ｃｕ含有
量の増加に伴って室温での伸びが低下している。排ガス
経路部材用に使用されるフェライト系ステンレス鋼とし
て十分な加工性を得るために少なくとも３０％以上の伸
びが必要であるが、Ｃｕ含有量を３．０質量％以下に規
制することにより３０％以上の伸びが得られている。以
上の結果から、１．０〜３．０質量％の範囲でＣｕをＮ
ｂ添加フェライト系ステンレス鋼に含有させることによ
り、７００℃でのクリープ破断強度が大幅に改善され、
しかも良好な靭性及び加工性が確保されることが確認さ
れた。
【００２２】
【実施例２】表１に示した組成の各種ステンレス鋼を真
空溶解炉で溶製し、３０ｋｇのインゴットに鋳造した。
表中、試験番号１〜１４は本発明鋼，試験番号１５〜１
８は比較鋼である。比較鋼のうち、試験番号１９はＳＵ
Ｈ４０９に相当し，試験番号２０は１１００〜１３００
℃級のＬＮＧコンバインドサイクル発電プラントの排ガ
スダクト部材に使用されている１４Ｃｒ−Ｓｉ−Ｎｂ鋼
である。
空溶解炉で溶製し、３０ｋｇのインゴットに鋳造した。
表中、試験番号１〜１４は本発明鋼，試験番号１５〜１
８は比較鋼である。比較鋼のうち、試験番号１９はＳＵ
Ｈ４０９に相当し，試験番号２０は１１００〜１３００
℃級のＬＮＧコンバインドサイクル発電プラントの排ガ
スダクト部材に使用されている１４Ｃｒ−Ｓｉ−Ｎｂ鋼
である。
【００２３】
【００２４】各インゴットを丸棒に鍛造し、焼鈍した後
でクリープ破断試験に供した。一部のインゴットについ
ては、板に鍛造し、熱間圧延，焼鈍，冷間圧延を経て仕
上げ焼鈍を施し，板厚２．０ｍｍの冷延焼鈍板を製造し
た。得られた冷延焼鈍板から試験片を切り出し、酸化試
験及び室温引張試験に供した。更に、冷延焼鈍板を７０
０℃に１０００時間加熱した後、シャルピー衝撃試験で
靭性を調査した。クリープ破断試験は、ＪＩＳ Ｚ２２
７２に準拠し、７００℃の高温雰囲気に試験片を置き、
試験中に付与する応力を試験ごとに変化させ、最長破断
時間が１万時間程度となるようにクリープ破断曲線を作
成し、１０００時間の破断強度、すなわちクリープ破断
曲線で破断時間が１０００時間となるときの負荷応力を
求めた。
でクリープ破断試験に供した。一部のインゴットについ
ては、板に鍛造し、熱間圧延，焼鈍，冷間圧延を経て仕
上げ焼鈍を施し，板厚２．０ｍｍの冷延焼鈍板を製造し
た。得られた冷延焼鈍板から試験片を切り出し、酸化試
験及び室温引張試験に供した。更に、冷延焼鈍板を７０
０℃に１０００時間加熱した後、シャルピー衝撃試験で
靭性を調査した。クリープ破断試験は、ＪＩＳ Ｚ２２
７２に準拠し、７００℃の高温雰囲気に試験片を置き、
試験中に付与する応力を試験ごとに変化させ、最長破断
時間が１万時間程度となるようにクリープ破断曲線を作
成し、１０００時間の破断強度、すなわちクリープ破断
曲線で破断時間が１０００時間となるときの負荷応力を
求めた。
【００２５】高温酸化試験は、ＪＩＳ Ｚ２２８１に準
拠し、７００℃で１０００時間連続加熱した。試験後に
試験片表面を観察した。シャルピー衝撃試験は、ＪＩＳ
Ｚ２２４２に準拠し、７００℃で１０００時間時効し
た冷延焼鈍板を板厚２．０ｍｍのサブサイズ試験片に加
工し、０℃におけるシャルピー衝撃値を求めた。室温引
張試験は、ＪＩＳ Ｚ２２４１に準拠し、板厚２．０ｍ
ｍの冷延焼鈍板から切り出した１３Ｂ号試験片を用いて
引張試験後の破断伸びを測定した。調査結果を表２に示
す。なお、何れの試験片でも、７００℃×１０００時間
加熱後に異常酸化（板厚方向に貫通するこぶ状の厚い酸
化物の発生）は検出されなかった。
拠し、７００℃で１０００時間連続加熱した。試験後に
試験片表面を観察した。シャルピー衝撃試験は、ＪＩＳ
Ｚ２２４２に準拠し、７００℃で１０００時間時効し
た冷延焼鈍板を板厚２．０ｍｍのサブサイズ試験片に加
工し、０℃におけるシャルピー衝撃値を求めた。室温引
張試験は、ＪＩＳ Ｚ２２４１に準拠し、板厚２．０ｍ
ｍの冷延焼鈍板から切り出した１３Ｂ号試験片を用いて
引張試験後の破断伸びを測定した。調査結果を表２に示
す。なお、何れの試験片でも、７００℃×１０００時間
加熱後に異常酸化（板厚方向に貫通するこぶ状の厚い酸
化物の発生）は検出されなかった。
【００２６】表２にみられるように、試験番号１〜１４
（本発明例）のフェライト系ステンレス鋼は、何れも７
００℃×１０００時間のクリープ破断強度が試験番号１
９，２０（従来鋼）よりも優れていた。７００℃×１０
００時間連続酸化した後の外観，７００℃×１０００時
間時効後のシャルピー衝撃値（０℃）及び室温引張試験
による破断伸びは，従来鋼と同程度の値を示している。
このことから、本発明に従ったフェライト系ステンレス
鋼は、加工性及び長時間加熱後の低温靭性を確保しつ
つ、優れた耐熱性及び高温強度を示すことが判る。した
がって、耐熱性，加工性及び長時間加熱後の組織安定性
（低温靭性）等、ガスタービンの排ガス経路部材に要求
される特性を高レベルで満足する材料として使用され
る。
（本発明例）のフェライト系ステンレス鋼は、何れも７
００℃×１０００時間のクリープ破断強度が試験番号１
９，２０（従来鋼）よりも優れていた。７００℃×１０
００時間連続酸化した後の外観，７００℃×１０００時
間時効後のシャルピー衝撃値（０℃）及び室温引張試験
による破断伸びは，従来鋼と同程度の値を示している。
このことから、本発明に従ったフェライト系ステンレス
鋼は、加工性及び長時間加熱後の低温靭性を確保しつ
つ、優れた耐熱性及び高温強度を示すことが判る。した
がって、耐熱性，加工性及び長時間加熱後の組織安定性
（低温靭性）等、ガスタービンの排ガス経路部材に要求
される特性を高レベルで満足する材料として使用され
る。
【００２７】他方、Ｃｕ含有量が少ない試験番号１５，
１９，２０（比較例）は、加工性及び長時間加熱後の靭
性が十分なレベルにあるものの、７００℃でのクリープ
破断強度に劣っている。過剰のＣｕを含む試験番号１６
（比較例）は、７００℃でのクリープ破断強度が良好で
あるものの、加工性及び長時間加熱後の低温靭性が従来
鋼に比較して大幅に劣っている。そのため、製品加工が
十分にできず、靭性不足に起因した不具合が使用中に発
生する虞がある鋼種といえる。また、Ｃｕ含有量が本発
明で規定した範囲にあっても、本発明で規定した範囲を
Ｓｉ含有量が外れる試験番号１７（比較例）やＮｂ含有
量が外れる試験番号１８（比較例）では、７００℃での
クリープ破断強度が良好であるものの、加工性及び長時
間加熱後の低温靭性が劣っている。
１９，２０（比較例）は、加工性及び長時間加熱後の靭
性が十分なレベルにあるものの、７００℃でのクリープ
破断強度に劣っている。過剰のＣｕを含む試験番号１６
（比較例）は、７００℃でのクリープ破断強度が良好で
あるものの、加工性及び長時間加熱後の低温靭性が従来
鋼に比較して大幅に劣っている。そのため、製品加工が
十分にできず、靭性不足に起因した不具合が使用中に発
生する虞がある鋼種といえる。また、Ｃｕ含有量が本発
明で規定した範囲にあっても、本発明で規定した範囲を
Ｓｉ含有量が外れる試験番号１７（比較例）やＮｂ含有
量が外れる試験番号１８（比較例）では、７００℃での
クリープ破断強度が良好であるものの、加工性及び長時
間加熱後の低温靭性が劣っている。
【００２８】
【００２９】
【発明の効果】以上に説明したように、本発明のフェラ
イト系ステンレス鋼は、Ｎｂ添加鋼に所定量のＣｕを添
加することにより、長時間加熱された後でも析出強化に
よる高い高温強度を持続させ、しかも良好な加工性を確
保すると共に長時間加熱後の靭性低下を抑制している。
そのため、優れた耐熱性，加工性及び低温靭性を活用
し、燃焼排ガス温度の上昇が進められている発電用プラ
ントのガスタービンや産業用小型ガスタービン等の出側
以降に配置される排気ディフューザ，排気ダクト，排気
サイレンサ，脱硝装置等の排ガス経路部材に好適な材料
として使用可能と考えられる。
イト系ステンレス鋼は、Ｎｂ添加鋼に所定量のＣｕを添
加することにより、長時間加熱された後でも析出強化に
よる高い高温強度を持続させ、しかも良好な加工性を確
保すると共に長時間加熱後の靭性低下を抑制している。
そのため、優れた耐熱性，加工性及び低温靭性を活用
し、燃焼排ガス温度の上昇が進められている発電用プラ
ントのガスタービンや産業用小型ガスタービン等の出側
以降に配置される排気ディフューザ，排気ダクト，排気
サイレンサ，脱硝装置等の排ガス経路部材に好適な材料
として使用可能と考えられる。
【図１】 クリープ破断強度及び時効後の低温靭性に及
ぼすＣｕ含有量の影響を表したグラフ
ぼすＣｕ含有量の影響を表したグラフ
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｆ０２Ｃ 7/00 Ｆ０２Ｃ 7/00 Ｃ
Claims (2)
- 【請求項１】 Ｃ：０．０３質量％以下，Ｓｉ：１．０
質量％以下，Ｍｎ：１．５質量％以下，Ｎｉ：０．６質
量％以下，Ｃｒ：１１〜１９質量％，Ｎｂ：０．６質量
％以下，Ｃｕ：１．０〜３．０質量％，Ｎ：０．０３質
量％以下を含み、残部が実質的にＦｅの組成をもつガス
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。 - 【請求項２】 更にＭｏ：１．０質量％以下，Ｔｉ：
１．０質量％以下，Ｖ：１．０質量％以下，Ｗ：３．０
質量％以下，Ｚｒ：３．０質量％以下の１種又は２種以
上を含む請求項１記載の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。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000189004A JP4390169B2 (ja) | 2000-06-23 | 2000-06-23 | 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 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000189004A JP4390169B2 (ja) | 2000-06-23 | 2000-06-23 | 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 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2002004011A true JP2002004011A (ja) | 2002-01-09 |
| JP4390169B2 JP4390169B2 (ja) | 2009-12-24 |
Family
ID=18688699
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2000189004A Expired - Lifetime JP4390169B2 (ja) | 2000-06-23 | 2000-06-23 | 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 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP4390169B2 (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1930461A1 (en) * | 2006-12-07 | 2008-06-11 | Nisshin Steel Co., Ltd. | Ferritic stainless steel for automobile exhaust gas passage components and welded steel pipe |
| JP2010121208A (ja) * | 2008-10-24 | 2010-06-03 | Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp | Ｅｇｒクーラ用フェライト系ステンレス鋼板 |
| JPWO2010010916A1 (ja) * | 2008-07-23 | 2012-01-05 | 新日鐵住金ステンレス株式会社 | 尿素水タンク用フェライト系ステンレス鋼 |
| JP2012007195A (ja) * | 2010-06-22 | 2012-01-12 | Nisshin Steel Co Ltd | 耐熱性および時効硬化特性に優れた低Ｃｒステンレス鋼およびその鋼からなる自動車排ガス経路部材 |
| US8470237B2 (en) | 2006-05-09 | 2013-06-25 | Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation | Stainless steel excellent in corrosion resistance, ferritic stainless steel excellent in resistance to crevice corrosion and formability, and ferritic stainless steel excellent in resistance to crevice corrosion |
| JP2014523501A (ja) * | 2011-06-07 | 2014-09-11 | ボーグワーナー インコーポレーテッド | ターボチャージャ及びそのための構成要素 |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP3572544A4 (en) * | 2017-01-19 | 2020-05-20 | Nippon Steel Stainless Steel Corporation | NON-OXIDIZABLE FERRITE-BASED STEEL, AND NON-OXIDIZABLE FERRITE-BASED STEEL FOR AUTOMOTIVE EXHAUST GAS ROUTING ELEMENT |
-
2000
- 2000-06-23 JP JP2000189004A patent/JP4390169B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US8470237B2 (en) | 2006-05-09 | 2013-06-25 | Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation | Stainless steel excellent in corrosion resistance, ferritic stainless steel excellent in resistance to crevice corrosion and formability, and ferritic stainless steel excellent in resistance to crevice corrosion |
| EP1930461A1 (en) * | 2006-12-07 | 2008-06-11 | Nisshin Steel Co., Ltd. | Ferritic stainless steel for automobile exhaust gas passage components and welded steel pipe |
| JPWO2010010916A1 (ja) * | 2008-07-23 | 2012-01-05 | 新日鐵住金ステンレス株式会社 | 尿素水タンク用フェライト系ステンレス鋼 |
| JP5588868B2 (ja) * | 2008-07-23 | 2014-09-10 | 新日鐵住金ステンレス株式会社 | 尿素水タンク用フェライト系ステンレス鋼 |
| JP2010121208A (ja) * | 2008-10-24 | 2010-06-03 | Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp | Ｅｇｒクーラ用フェライト系ステンレス鋼板 |
| JP2012007195A (ja) * | 2010-06-22 | 2012-01-12 | Nisshin Steel Co Ltd | 耐熱性および時効硬化特性に優れた低Ｃｒステンレス鋼およびその鋼からなる自動車排ガス経路部材 |
| JP2014523501A (ja) * | 2011-06-07 | 2014-09-11 | ボーグワーナー インコーポレーテッド | ターボチャージャ及びそのための構成要素 |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP4390169B2 (ja) | 2009-12-24 |
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