JP2017088957A - Austenitic heat resistant steel - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、オーステナイト系耐熱鋼に関する。 The present invention relates to an austenitic heat resistant steel.
従来、高温環境下で使用されるボイラや化学プラント等の装置用材料として、ＳＵＳ３０４Ｈ、ＳＵＳ３１６Ｈ、ＳＵＳ３２１Ｈ、ＳＵＳ３４７Ｈ等の１８−８系オーステナイト系耐熱鋼が使用されてきた。しかし近年、このような高温環境下における装置の使用条件が著しく過酷化し、それに伴って使用材料に対する要求性能が厳しくなっている。そのため、１８−８系オーステナイト系耐熱鋼では、高温強度、特にクリープ破断強度、耐水蒸気酸化性、及び耐高温腐食性が著しく不足する状況になっている。 Conventionally, 18-8 austenitic heat-resistant steels such as SUS304H, SUS316H, SUS321H, and SUS347H have been used as materials for devices such as boilers and chemical plants used in high temperature environments. However, in recent years, the use conditions of the apparatus under such a high temperature environment have become extremely severe, and accordingly, the required performance for the materials used has become severe. Therefore, the 18-8 austenitic heat resistant steel is in a state where the high temperature strength, particularly the creep rupture strength, the steam oxidation resistance, and the high temperature corrosion resistance are remarkably insufficient.
そこで、Ｃｒを２０％程度以上含有するオーステナイト系耐熱鋼の各種元素の含有量を最適化して、クリープ破断強度を改善したオーステナイト系耐熱鋼が開発されている。 Accordingly, austenitic heat-resistant steels having improved creep rupture strength have been developed by optimizing the content of various elements of austenitic heat-resistant steel containing about 20% or more of Cr.
特許第３８３８２１６号公報には、２０％を超え２８％未満のＣｒを含有するオーステナイト系ステンレス鋼が開示されている。同文献には、Ｃｕ、Ｎｂ及びＮを複合添加するとともに、Ｃｕ含有量に応じてＰ及びＯを制御することで、クリープ破断強度、クリープ破断延性、及び熱間加工性を改善したことが記載されている。 Japanese Patent No. 3838216 discloses an austenitic stainless steel containing more than 20% and less than 28% Cr. The same document describes that the combined addition of Cu, Nb and N and the control of P and O according to the Cu content improved the creep rupture strength, creep rupture ductility, and hot workability. Has been.
特許第４２５８６７８号公報には、１５〜３０％のＣｒを含有するオーステナイト系ステンレス鋼において、Ｐ、Ｓ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｐｂ、Ｚｎ及びＡｓの含有量を制限することで、溶接熱影響部の耐脆化割れ性を改善したことが開示されている。 In Japanese Patent No. 4258678, in the austenitic stainless steel containing 15 to 30% Cr, by limiting the contents of P, S, Sn, Sb, Pb, Zn and As, It is disclosed that the resistance to embrittlement cracking has been improved.
特許第４９４６７５８号公報には、２２％を超え３０％未満のＣｒを含有するオーステナイト系ステンレス鋼において、Ｐ、Ｓ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｐｂ、Ｚｎ及びＡｓの含有量を制限することで、経年材の加工性を改善したことが開示されている。 Patent No. 4946758 discloses an aged material by limiting the contents of P, S, Sn, Sb, Pb, Zn and As in an austenitic stainless steel containing more than 22% and less than 30% Cr. It is disclosed that the processability of the resin is improved.
特許第５０００８０５号公報には、２０〜２７％のＣｒを含有し、クリープ破断強度、耐水蒸気酸化性等に優れるオーステナイト系ステンレス鋼が開示されている。 Japanese Patent No. 50000805 discloses an austenitic stainless steel containing 20 to 27% Cr and having excellent creep rupture strength, steam oxidation resistance, and the like.
特許第５６７０１０３号公報には、１８．０〜２６．０％のＣｒを含有するオーステナイト系ステンレス鋼において、Ｍｏ、Ｗ及びＮを複合添加することで、高いクリープ破断強度を得られることが開示されている。 Japanese Patent No. 5670103 discloses that, in the austenitic stainless steel containing 18.0 to 26.0% Cr, high creep rupture strength can be obtained by adding Mo, W and N in a composite manner. ing.
特許第５６６１００１号公報には、１８〜２３％のＣｒを含有するオーステナイト系耐熱鋼において、オーステナイトバランスを規定することで、優れた高温強度と時効後靱性とを得られることが開示されている。 Japanese Patent No. 5661001 discloses that an austenitic heat-resisting steel containing 18 to 23% Cr can provide excellent high-temperature strength and post-aging toughness by defining an austenite balance.
特開２０１３−６７８４３号公報には、１８〜２３％のＣｒを含有するオーステナイト系耐熱鋼において、Ｍｏ、Ｗ、及びＮｂの添加量を最適化することで、優れたクリープ破断強度を得られることが開示されている。 JP-A-2013-67843 discloses that in an austenitic heat-resisting steel containing 18 to 23% Cr, excellent creep rupture strength can be obtained by optimizing the addition amounts of Mo, W, and Nb. Is disclosed.
最近、例えば火力発電用ボイラの分野では、蒸気温度を６５０〜７００℃以上に高める計画が国内外で推進されている。蒸気温度を６５０〜７００℃以上に高めれば、使用される部材の温度は、７００℃を遙かに超える。このような環境では、上記文献に記載されたオーステナイト系耐熱鋼であっても、クリープ破断強度や耐食性が不十分になる場合がある。 Recently, for example, in the field of boilers for thermal power generation, a plan for increasing the steam temperature to 650 to 700 ° C. or more has been promoted in Japan and overseas. If the steam temperature is increased to 650 to 700 ° C. or higher, the temperature of the member to be used greatly exceeds 700 ° C. In such an environment, even the austenitic heat-resistant steel described in the above document may have insufficient creep rupture strength and corrosion resistance.
また、クリープ破断強度の向上を重視したオーステナイト系耐熱鋼では、高温で長時間保持したときのクリープ破断延性が低くなる傾向があることが、本発明者らの調査によって明らかになった。 In addition, the inventors' investigation has revealed that austenitic heat resistant steels that emphasize the improvement in creep rupture strength tend to have low creep rupture ductility when held at high temperatures for a long time.
本発明の目的は、長時間の組織安定性に優れ、高いクリープ破断強度とクリープ破断延性とを有するオーステナイト系耐熱鋼を提供することである。 An object of the present invention is to provide an austenitic heat-resistant steel having excellent structure stability for a long time and having high creep rupture strength and creep rupture ductility.
本発明の一実施形態によるオーステナイト系耐熱鋼は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１２％、Ｓｉ：０．１〜２％、Ｍｎ：０．１〜３％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｃｒ：２０〜２６％、Ｎｉ：２６％を超え３５％以下、Ｗ：１〜５．５％、Ｖ：０．０１〜１％、Ｎｂ：０．０１〜１％、Ｂ：０．０００５〜０．００８％、Ｍｏ：０．３％以下、Ａｌ：０．００１〜０．３％、Ｃｕ：０．３％以下、Ｔｉ：０．０１％以下、Ｎ：０．１３％を超え０．３５％以下、ＲＥＭ：０．００３〜０．１０％、Ｍｇ：０〜０．０５％、Ｃａ：０〜０．０５％、Ｚｒ：０〜０．１％、Ｈｆ：０〜０．５％、Ｔａ：０〜１％、Ｒｅ：０〜５％、Ｃｏ：０〜１０％、残部：Ｆｅ及び不純物であり、前記化学組成が、下記の式（１）及び（２）を満たす。
０．１５［Ｎ残渣］≦［ＲＥＭ］≦０．７［Ｎ残渣］…（１）
６．２［Ｎ］≦［Ｗ］≦１７．１［Ｎ］…（２）
ここで、［ＲＥＭ］、［Ｎ］、及び［Ｗ］には、ＲＥＭ、Ｎ、及びＷの含有量が質量％で代入され、［Ｎ残渣］には、７５０℃で３０００時間加熱時に窒化物として析出する窒素量が質量％で代入される。
The austenitic heat resistant steel according to one embodiment of the present invention has a chemical composition of mass%, C: 0.02 to 0.12%, Si: 0.1 to 2%, Mn: 0.1 to 3%, P: 0.04% or less, S: 0.02% or less, Cr: 20 to 26%, Ni: more than 26% and 35% or less, W: 1 to 5.5%, V: 0.01 to 1% Nb: 0.01 to 1%, B: 0.0005 to 0.008%, Mo: 0.3% or less, Al: 0.001 to 0.3%, Cu: 0.3% or less, Ti: 0.01% or less, N: more than 0.13% and 0.35% or less, REM: 0.003-0.10%, Mg: 0-0.05%, Ca: 0-0.05%, Zr : 0-0.1%, Hf: 0-0.5%, Ta: 0-1%, Re: 0-5%, Co: 0-10%, balance: Fe and impurities, and the chemical composition is , The following formula ( ) And satisfying the (2).
0.15 [N residue] ≦ [REM] ≦ 0.7 [N residue] (1)
6.2 [N] ≦ [W] ≦ 17.1 [N] (2)
Here, the contents of REM, N, and W are substituted for [REM], [N], and [W] by mass%, and the [N residue] is nitride when heated at 750 ° C. for 3000 hours. As a result, the amount of nitrogen deposited is substituted by mass%.
本発明によれば、長時間の組織安定性に優れ、高いクリープ破断強度とクリープ破断延性とを有するオーステナイト系耐熱鋼が得られる。 According to the present invention, it is possible to obtain an austenitic heat-resistant steel having excellent long-term structural stability and high creep rupture strength and creep rupture ductility.
本発明者らは、高いクリープ破断強度及びクリープ破断延性を発現させるためには、下記ａ）〜ｅ）を満たす必要があることを明らかにした。
ａ）Ｃｒ：２０〜２６％、Ｎｉ：２６％を超え３５％以下
ｂ）Ｗ：１〜５．５％、Ｍｏ：０．３％以下
ｃ）Ｖ：０．０１〜１％、Ｎｂ：０．０１〜１％、Ｎ：０．１３％を超え０．３５％以下
ｄ）６．２［Ｎ］≦［Ｗ］≦１７．１［Ｎ］
ｅ）０．１５［Ｎ残渣］≦［ＲＥＭ］≦０．７［Ｎ残渣］
ここで、［ＲＥＭ］、［Ｎ］、及び［Ｗ］には、ＲＥＭ、Ｎ、及びＷの含有量が質量％で代入され、［Ｎ残渣］には、７５０℃で３０００時間加熱時に窒化物として析出する窒素量が質量％で代入される。
The present inventors have clarified that the following a) to e) must be satisfied in order to develop high creep rupture strength and creep rupture ductility.
a) Cr: 20 to 26%, Ni: more than 26% and 35% or less b) W: 1 to 5.5%, Mo: 0.3% or less c) V: 0.01 to 1%, Nb: 0 0.01 to 1%, N: more than 0.13% and 0.35% or less d) 6.2 [N] ≦ [W] ≦ 17.1 [N]
e) 0.15 [N residue] ≦ [REM] ≦ 0.7 [N residue]
Here, the contents of REM, N, and W are substituted for [REM], [N], and [W] by mass%, and the [N residue] is nitride when heated at 750 ° C. for 3000 hours. As a result, the amount of nitrogen deposited is substituted by mass%.
耐食性と高温長時間の組織安定性とを両立するためには、Ｃｒ及びＮｉの各含有量を上記（ａ）の範囲にする必要がある。 In order to achieve both corrosion resistance and high-temperature and long-term structural stability, each content of Cr and Ni needs to be in the above range (a).
このようなＣｒ及びＮｉを含有するオーステナイト系耐熱鋼において、高いクリープ破断強度を実現するためには、Ｗ及びＭｏの各含有量を上記（ｂ）の範囲にし、Ｖ、Ｎｂ、及びＮの各含有量を上記（ｃ）の範囲にすることが有効である。 In such austenitic heat-resisting steel containing Cr and Ni, in order to achieve high creep rupture strength, the contents of W and Mo are set within the range (b), and each of V, Nb, and N It is effective to make the content within the range of the above (c).
Ｗを含有させることで、固溶強化に加えて、Ｌａｖｅｓ相等による析出強化により、クリープ破断強度が向上する。一方、Ｗと同様の強化作用を有すると考えられているＭｏは、２０％以上のＣｒを含有するオーステナイト系耐熱鋼においては、高温で長時間保持したときにσ相を析出させる。そのため、Ｍｏ含有量は、０．３％以下に厳密に低減する必要がある。 By containing W, in addition to solid solution strengthening, creep rupture strength is improved by precipitation strengthening due to the Laves phase or the like. On the other hand, Mo, which is considered to have the same strengthening action as W, precipitates the σ phase in an austenitic heat-resistant steel containing 20% or more of Cr when kept at a high temperature for a long time. Therefore, the Mo content needs to be strictly reduced to 0.3% or less.
さらに、Ｖ、Ｎｂ、及びＮを適量含有させることで、（Ｖ，Ｎｂ）ＮやＺ相等の窒化物が析出し、クリープ破断強度が大幅に向上する。 Further, by containing appropriate amounts of V, Nb, and N, nitrides such as (V, Nb) N and Z phases are precipitated, and the creep rupture strength is greatly improved.
ただし、Ｗは比較的粗大な窒化物π相の析出も促進する。固溶ＷやＬａｖｅｓ相の析出と微細な（Ｖ，Ｎｂ）ＮやＺ相を確保し、高いクリープ破断強度を得るとともに、過剰なπ相の析出を抑制し、高いクリープ破断延性を得るためには、Ｗ含有量とＮ含有量とが、上記（ｄ）で示される関係を満たす必要がある。すなわち、固溶ＷやＬａｖｅｓ相の析出量を確保するためには、Ｗ含有量を６．２［Ｎ］以上にする必要がある。一方、微細な窒化物の確保によるクリープ破断強度向上、過剰なπ相の析出によるクリープ破断延性や高温長時間加熱後の靱性低下防止の観点からは、Ｗ含有量を１７．１［Ｎ］以下にする必要がある。 However, W also promotes the precipitation of a relatively coarse nitride π phase. To obtain solid solution W and Laves phase precipitation and fine (V, Nb) N and Z phases to obtain high creep rupture strength, suppress excessive π phase precipitation, and obtain high creep rupture ductility Requires that the W content and the N content satisfy the relationship shown in (d) above. That is, in order to ensure the precipitation amount of the solid solution W or the Laves phase, the W content needs to be 6.2 [N] or more. On the other hand, from the viewpoint of improving creep rupture strength by securing fine nitrides, creep rupture ductility by excessive π phase precipitation, and preventing toughness deterioration after high temperature and long time heating, the W content is 17.1 [N] or less. It is necessary to.
高温で長時間保持したときにも十分なクリープ破断延性を確保するためには、ＲＥＭ含有量と、７５０℃で３０００時間加熱時に窒化物として析出する窒素量とが、上記（ｅ）で示される関係を満たす必要がある。すなわち、ＲＥＭ含有量が窒化物の量に対して低すぎると、粒内強度に対して粒界強度が不足し、クリープ破断延性が低下する。そのため、ＲＥＭ含有量を０．１５［Ｎ残渣］以上にする必要がある。一方、ＲＥＭ含有量が窒化物の量に対して高すぎると、介在物が過剰になったり粒界の局所的な融点が低下したりすることで、やはりクリープ破断延性が低下する。そのため、ＲＥＭ含有量を０．７［Ｎ残渣］以上にする必要がある。 In order to ensure sufficient creep rupture ductility even when held at a high temperature for a long time, the REM content and the amount of nitrogen that precipitates as a nitride when heated at 750 ° C. for 3000 hours are represented by (e) above. It is necessary to satisfy the relationship. That is, if the REM content is too low relative to the amount of nitride, the grain boundary strength is insufficient with respect to the intragranular strength, and the creep rupture ductility is lowered. Therefore, the REM content needs to be 0.15 [N residue] or more. On the other hand, when the REM content is too high with respect to the amount of nitride, the inclusion becomes excessive or the local melting point of the grain boundary is lowered, so that the creep rupture ductility is also lowered. Therefore, the REM content needs to be 0.7 [N residue] or more.
以上の知見に基づいて、本発明は完成された。以下、本発明の一実施形態によるオーステナイト系耐熱鋼について詳述する。 Based on the above findings, the present invention has been completed. Hereinafter, an austenitic heat resistant steel according to an embodiment of the present invention will be described in detail.
［化学組成］
本実施形態によるオーステナイト系耐熱鋼は、以下に説明する化学組成を有する。以下の説明において、元素の含有量の「％」は、質量％を意味する。
[Chemical composition]
The austenitic heat resistant steel according to the present embodiment has a chemical composition described below. In the following description, “%” of the element content means mass%.
Ｃ：０．０２〜０．１２％
炭素（Ｃ）は、オーステナイト系耐熱鋼として必要な高温引張強さ、クリープ破断強度を得るために必須の元素である。この効果を得るためには、Ｃ含有量を０．０２％以上にする必要がある。一方、Ｃ含有量が０．１２％を超えると、未固溶炭化物が生じたり、Ｃｒの炭化物が増えたりすることによって、延性、靱性等の機械的性質や溶接性が劣化する。したがって、Ｃ含有量は０．０２〜０．１２％である。Ｃ含有量の下限は、好ましくは０．０５％である。Ｃ含有量の上限は、好ましくは０．１０％である。
C: 0.02-0.12%
Carbon (C) is an essential element for obtaining high-temperature tensile strength and creep rupture strength necessary for an austenitic heat-resistant steel. In order to obtain this effect, the C content needs to be 0.02% or more. On the other hand, when the C content exceeds 0.12%, undissolved carbides are produced or Cr carbides are increased, so that mechanical properties such as ductility and toughness and weldability deteriorate. Therefore, the C content is 0.02 to 0.12%. The lower limit of the C content is preferably 0.05%. The upper limit of the C content is preferably 0.10%.
Ｓｉ：０．１〜２％
シリコン（Ｓｉ）は、脱酸元素として含有される。Ｓｉはまた、耐酸化性、耐水蒸気酸化性等を高めるのに有効な元素である。この効果を得るためには、Ｓｉ含有量を０．１％以上にする必要がある。一方、Ｓｉ含有量が２％を超えると、σ相等の金属間化合物相の析出が促進され、高温における組織安定性の劣化に起因して靱性や延性が低下する。また、溶接性も低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．１〜２％である。Ｓｉ含有量の下限は、好ましくは０．２％である。Ｓｉ含有量の上限は、好ましくは１％である。
Si: 0.1 to 2%
Silicon (Si) is contained as a deoxidizing element. Si is also an element effective for improving oxidation resistance, steam oxidation resistance, and the like. In order to obtain this effect, the Si content needs to be 0.1% or more. On the other hand, when the Si content exceeds 2%, precipitation of an intermetallic compound phase such as a σ phase is promoted, and the toughness and ductility decrease due to the deterioration of the structural stability at high temperatures. Also, the weldability is reduced. Therefore, the Si content is 0.1 to 2%. The lower limit of the Si content is preferably 0.2%. The upper limit of the Si content is preferably 1%.
Ｍｎ：０．１〜３％
マンガン（Ｍｎ）は、Ｓｉと同様、溶鋼の脱酸作用を有する。Ｍｎはまた、鋼中に不可避的に含有されるＳを硫化物として固着し、高温での延性を改善する。これらの効果を得るためには、Ｍｎ含有量を０．１％以上にする必要がある。一方、Ｍｎ含有量が３％を超えると、σ相等の金属間化合物相の析出が促進され、組織安定性、高温強度、及び機械的性質が劣化する。したがって、Ｍｎ含有量は０．１〜３％である。Ｍｎ含有量の下限は、好ましくは０．２％である。Ｍｎ含有量の上限は、好ましくは２％であり、さらに好ましくは１．５％である。
Mn: 0.1 to 3%
Manganese (Mn), like Si, has a deoxidizing action for molten steel. Mn also fixes S inevitably contained in the steel as a sulfide and improves ductility at high temperatures. In order to obtain these effects, the Mn content needs to be 0.1% or more. On the other hand, when the Mn content exceeds 3%, precipitation of an intermetallic compound phase such as a σ phase is promoted, and the structure stability, high-temperature strength, and mechanical properties deteriorate. Therefore, the Mn content is 0.1 to 3%. The lower limit of the Mn content is preferably 0.2%. The upper limit of the Mn content is preferably 2%, more preferably 1.5%.
Ｐ：０．０４％以下
リン（Ｐ）は、不純物として鋼中に含まれ、溶接性や高温での延性を著しく低下させる。したがって、Ｐ含有量は０．０４％以下である。Ｐ含有量は、極力低くすることが好ましく、好ましくは０．０３％以下、さらに好ましくは０．０２％以下である。
P: 0.04% or less Phosphorus (P) is contained as an impurity in steel, and significantly reduces weldability and ductility at high temperatures. Therefore, the P content is 0.04% or less. The P content is preferably as low as possible, preferably 0.03% or less, more preferably 0.02% or less.
Ｓ：０．０２％以下
硫黄（Ｓ）は、Ｐと同様、不純物として鋼中に含まれ、溶接性や高温での延性を著しく低下させる。したがって、Ｓ含有量は０．０２％以下である。Ｓ含有量は、熱間加工性を重視する場合、好ましくは０．０１％以下、さらに好ましくは０．００３％以下である。
S: 0.02% or less Like P, sulfur (S) is contained in steel as an impurity, and significantly reduces weldability and ductility at high temperatures. Accordingly, the S content is 0.02% or less. The S content is preferably 0.01% or less, more preferably 0.003% or less, when the hot workability is important.
Ｃｒ：２０〜２６％
クロム（Ｃｒ）は、耐酸化性、耐水蒸気酸化性、耐高温腐食性等の耐食性改善に優れた作用を発揮するとともに、Ｃｒ炭窒化物を形成してクリープ破断強度の向上にも寄与する重要な元素である。本実施形態では、厳しい高温環境下での耐水蒸気酸化性、耐高温腐食性を重視するため、Ｃｒ含有量を２０％以上にする必要がある。一方、Ｃｒ含有量が２６％を超えると、σ相の析出等による組織の不安定化を招き、溶接性も劣化する。したがって、Ｃｒ含有量は２０〜２６％である。Ｃｒ含有量の下限は、好ましくは２１％である。Ｃｒ含有量の上限は、好ましくは２５％である。
Cr: 20 to 26%
Chromium (Cr) plays an important role in improving corrosion resistance such as oxidation resistance, steam oxidation resistance, and high temperature corrosion resistance, and also contributes to improvement of creep rupture strength by forming Cr carbonitride Element. In this embodiment, in order to attach importance to steam oxidation resistance and high temperature corrosion resistance under severe high temperature environments, the Cr content needs to be 20% or more. On the other hand, if the Cr content exceeds 26%, the structure becomes unstable due to precipitation of the σ phase and the weldability is also deteriorated. Therefore, the Cr content is 20 to 26%. The lower limit of the Cr content is preferably 21%. The upper limit of the Cr content is preferably 25%.
Ｎｉ：２６％を超え３５％以下
ニッケル（Ｎｉ）は、オーステナイト組織を安定にする元素であり、耐食性の確保にも重要な元素である。特に本実施形態のように、Ｃｒを２０％以上含有するオーステナイト系耐熱鋼においては、Ｎｉ含有量が不足すると、高温で長時間保持したときにσ相が析出し、クリープ破断強度やクリープ破断延性、靱性が著しく低下する。上記のＣｒ含有量とのバランスから、Ｎｉ含有量は２６％よりも高くする必要がある。一方、過剰なＮｉは溶接性や経済性を損なうため、Ｎｉ含有量の上限を３５％とする。したがって、Ｎｉ含有量は２６％を超え３５％以下である。Ｎｉ含有量の下限は、好ましくは２６．５％である。Ｎｉ含有量の上限は、好ましくは３３％である。なお、Ｎｉ含有量は、Ｗ等のフェライト安定化元素の含有量も考慮して調整すべきである。
Ni: more than 26% and not more than 35% Nickel (Ni) is an element that stabilizes the austenite structure, and is also an important element for securing corrosion resistance. In particular, in the austenitic heat-resisting steel containing 20% or more of Cr as in the present embodiment, when the Ni content is insufficient, the σ phase precipitates when held at a high temperature for a long time, and creep rupture strength and creep rupture ductility. , The toughness is significantly reduced. From the balance with the above Cr content, the Ni content needs to be higher than 26%. On the other hand, excessive Ni impairs weldability and economy, so the upper limit of the Ni content is set to 35%. Therefore, the Ni content exceeds 26% and is 35% or less. The lower limit of the Ni content is preferably 26.5%. The upper limit of the Ni content is preferably 33%. The Ni content should be adjusted in consideration of the content of ferrite stabilizing elements such as W.
Ｗ：１〜５．５％
タングステン（Ｗ）は、固溶強化元素としてクリープ破断強度の向上に寄与するとともに、Ｆｅ２Ｗ型のＬａｖｅｓ相やＦｅ７Ｗ６型のμ相を析出させ、析出強化によりクリープ破断強度を大幅に向上させる重要な元素である。これらの効果は、Ｗ含有量が１％未満では得られない。一方、Ｗ含有量が５．５％を超えると、強度の向上効果が飽和するのに対して組織安定性が低下し、また過剰な析出物によってクリープ破断延性や靱性が劣化する。したがって、Ｗ含有量は１〜５．５％である。Ｗ含有量の下限は、好ましくは１．２％である。Ｗ含有量の上限は、好ましくは５％であり、さらに好ましくは４％である。さらにＷは比較的粗大な窒化物π相の析出も促進するため、（ｄ）式の通りＮ含有量に応じて適切に制御する必要がある。
W: 1 to 5.5%
Tungsten (W) contributes to the improvement of creep rupture strength as a solid solution strengthening element, and precipitates the Fe 2 W type Laves phase and Fe 7 W 6 type μ phase, which greatly increases the creep rupture strength by precipitation strengthening. It is an important element to improve. These effects cannot be obtained when the W content is less than 1%. On the other hand, if the W content exceeds 5.5%, the effect of improving the strength is saturated, whereas the structural stability is lowered, and the creep rupture ductility and toughness are deteriorated by excessive precipitates. Therefore, the W content is 1 to 5.5%. The lower limit of the W content is preferably 1.2%. The upper limit of the W content is preferably 5%, more preferably 4%. Furthermore, since W promotes the precipitation of a relatively coarse nitride π phase, it is necessary to appropriately control according to the N content as shown in the formula (d).
Ｖ：０．０１〜１％
バナジウム（Ｖ）は、Ｎｂとともに微細な炭窒化物を形成し、クリープ破断強度の向上に大きく寄与する重要な元素である。Ｖ含有量が０．０１％未満では、この効果が得られない。一方、Ｖ含有量が１％を超えると、クリープ破断強度や靱性が低下し、さらに耐高温腐食性も劣化する。したがって、Ｖ含有量は０．０１〜１％である。Ｖ含有量の下限は、好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．０８％である。Ｖ含有量の上限は、好ましくは０．８％であり、さらに好ましくは０．７％である。
V: 0.01 to 1%
Vanadium (V) is an important element that forms fine carbonitrides with Nb and contributes greatly to the improvement of creep rupture strength. When the V content is less than 0.01%, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the V content exceeds 1%, the creep rupture strength and toughness are lowered, and the high-temperature corrosion resistance is also deteriorated. Therefore, the V content is 0.01 to 1%. The lower limit of the V content is preferably 0.05%, more preferably 0.08%. The upper limit of the V content is preferably 0.8%, more preferably 0.7%.
Ｎｂ：０．０１〜１％
ニオブ（Ｎｂ）は、Ｖとともに微細な炭窒化物を形成し、クリープ破断強度の向上に大きく寄与する重要な元素である。Ｎｂはさらに、結晶粒界におけるＣｒ炭窒化物の析出を抑制し、耐応力腐食割れ性の向上にも寄与する。Ｎｂ含有量が０．０１％未満では、この効果が得られない。一方、Ｎｂ含有量が１％を超えると、クリープ破断延性や靱性が低下し、熱間加工性も劣化する。したがって、Ｎｂ含有量は０．０１〜１％である。Ｎｂ含有量の下限は、好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．０８％である。Ｎｂ含有量の上限は、好ましくは０．８％であり、さらに好ましくは０．７％である。
Nb: 0.01 to 1%
Niobium (Nb) is an important element that forms fine carbonitrides together with V and greatly contributes to improvement in creep rupture strength. Nb further suppresses the precipitation of Cr carbonitrides at the grain boundaries and contributes to the improvement of resistance to stress corrosion cracking. If the Nb content is less than 0.01%, this effect cannot be obtained. On the other hand, when the Nb content exceeds 1%, creep rupture ductility and toughness are lowered, and hot workability is also deteriorated. Therefore, the Nb content is 0.01 to 1%. The lower limit of the Nb content is preferably 0.05%, more preferably 0.08%. The upper limit of the Nb content is preferably 0.8%, more preferably 0.7%.
Ｂ：０．０００５〜０．００８％
ボロン（Ｂ）は、炭化物中又は母相に存在し、析出する炭化物やＬａｖｅｓ相等を微細化させたり、粒界を強化することでクリープ破断強度を向上させたりする重要な元素である。この効果を発揮するためには、Ｂ含有量を０．０００５％以上にする必要がある。一方、Ｂ含有量が０．００８％を超えると、高温での延性が低下し融点も低下する。したがって、Ｂ含有量は０．０００５〜０．００８％である。Ｂ含有量の下限は、好ましくは０．００１％である。Ｂ含有量の上限は、好ましくは０．００７％であり、さらに好ましくは０．００５％である。
B: 0.0005 to 0.008%
Boron (B) is an important element that exists in the carbide or in the parent phase and refines the precipitated carbide, the Laves phase, and the like, and improves the creep rupture strength by strengthening the grain boundary. In order to exert this effect, the B content needs to be 0.0005% or more. On the other hand, if the B content exceeds 0.008%, the ductility at high temperature is lowered and the melting point is also lowered. Therefore, the B content is 0.0005 to 0.008%. The lower limit of the B content is preferably 0.001%. The upper limit of the B content is preferably 0.007%, more preferably 0.005%.
Ｍｏ：０．３％以下
モリブデン（Ｍｏ）は、溶解原料等から混入する不純物である。Ｍｏは、従来、母相に固溶してクリープ破断強度の向上に寄与する元素として、Ｗと同等の作用を有すると考えられている。しかし、本実施形態の化学組成においてＭｏを含有すると、高温で長時間保持したときにσ相が析出し、クリープ破断強度、延性、及び靱性が低下する。特に、本実施形態ではＣｒを２０％以上含有するため、Ｍｏ含有量は極力低くする必要がある。したがって、Ｍｏ含有量は０．３％以下である。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．２％以下である。
Mo: 0.3% or less Molybdenum (Mo) is an impurity mixed from a melting raw material or the like. Mo is conventionally considered to have an action equivalent to that of W as an element that contributes to the improvement of creep rupture strength by dissolving in the matrix. However, when Mo is contained in the chemical composition of the present embodiment, the σ phase is precipitated when held at a high temperature for a long time, and the creep rupture strength, ductility, and toughness are reduced. In particular, in this embodiment, 20% or more of Cr is contained, so the Mo content needs to be as low as possible. Therefore, the Mo content is 0.3% or less. The Mo content is preferably 0.2% or less.
Ａｌ：０．００１〜０．３％
アルミニウム（Ａｌ）は、溶鋼の脱酸剤として含有させる元素である。この効果を発揮するためには、Ａｌ含有量を０．００１％以上にする必要がある。しかし、Ａｌ含有量が０．３％を超えると、非金属介在物が多量に析出し、延性、靱性、加工性等が劣化する。したがって、Ａｌ含有量は０．００１〜０．３％である。Ａｌ含有量の下限は、好ましくは０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。Ａｌ含有量の上限は、好ましくは０．２５％であり、さらに好ましくは０．２％である。
Al: 0.001 to 0.3%
Aluminum (Al) is an element contained as a deoxidizer for molten steel. In order to exhibit this effect, it is necessary to make Al content 0.001% or more. However, when the Al content exceeds 0.3%, a large amount of non-metallic inclusions are precipitated, and ductility, toughness, workability and the like deteriorate. Therefore, the Al content is 0.001 to 0.3%. The lower limit of the Al content is preferably 0.005%, more preferably 0.010%. The upper limit of the Al content is preferably 0.25%, more preferably 0.2%.
Ｃｕ：０．３％以下
銅（Ｃｕ）は、溶解原料等から混入する不純物である。Ｃｕは、通常のオーステナイト系耐熱鋼では、微細なＣｕ相として析出しクリープ破断強度を向上させる。しかし、Ｃｕは、ＲＥＭによる延性向上効果を阻害する。Ｖ及びＮｂの窒化物並びにＬａｖｅｓ相等で７００℃以上の高温まで十分高いクリープ破断強度を確保した上で、クリープ破断延性や靱性を重視する本実施形態では、Ｃｕ含有量は極力低くする必要がある。したがって、Ｃｕ含有量は０．３％以下である。Ｃｕ含有量は、好ましくは０．２％以下である。
Cu: 0.3% or less Copper (Cu) is an impurity mixed from a melting raw material or the like. In normal austenitic heat resistant steel, Cu precipitates as a fine Cu phase and improves the creep rupture strength. However, Cu inhibits the effect of improving ductility by REM. In this embodiment in which creep rupture ductility and toughness are emphasized after securing sufficiently high creep rupture strength to a high temperature of 700 ° C. or higher with nitrides of V and Nb, Laves phase, etc., the Cu content needs to be as low as possible. . Therefore, the Cu content is 0.3% or less. The Cu content is preferably 0.2% or less.
Ｔｉ：０．０１％以下
チタン（Ｔｉ）は、溶解原料等から混入する不純物である。Ｔｉは、クリープ破断強度の向上に寄与しない粗大なＴｉ窒化物を形成しＮを消費するため、Ｎ含有によるクリープ破断強度の向上効果を低減させる。したがって、Ｔｉ含有量は０．０１％以下である。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．００８％以下である。
Ti: 0.01% or less Titanium (Ti) is an impurity mixed from a melting raw material or the like. Since Ti forms coarse Ti nitride that does not contribute to the improvement of creep rupture strength and consumes N, the effect of improving the creep rupture strength by containing N is reduced. Therefore, the Ti content is 0.01% or less. The Ti content is preferably 0.008% or less.
Ｎ：０．１３％を超え０．３５％以下
窒素（Ｎ）は、ＶやＮｂ等とともに窒化物を形成してクリープ破断強度を向上させる重要な元素である。Ｎはまた、固溶強化によって引張強度を向上させる。Ｎはさらに、オーステナイトを安定化する作用を有する。これらの効果を十分に得るためには、Ｎ含有量を０．１３％よりも高くする必要がある。一方、Ｎ含有量が０．３５％を超えると、過剰な窒化物の析出によって延性や靱性が低下するとともに、鋼中にブローホール欠陥が形成される。したがって、Ｎ含有量は０．１３％を超え０．３５％以下である。Ｎ含有量の好ましい下限は、０．１５％である。Ｎ含有量の好ましい上限は、０．３０％である。
N: More than 0.13% and 0.35% or less Nitrogen (N) is an important element that forms a nitride together with V, Nb, and the like to improve the creep rupture strength. N also improves the tensile strength by solid solution strengthening. N further has an action of stabilizing austenite. In order to sufficiently obtain these effects, the N content needs to be higher than 0.13%. On the other hand, when the N content exceeds 0.35%, ductility and toughness are reduced by precipitation of excess nitride, and blowhole defects are formed in the steel. Therefore, the N content is more than 0.13% and 0.35% or less. A preferable lower limit of the N content is 0.15%. The upper limit with preferable N content is 0.30%.
ＲＥＭ：０．００３〜０．１０％
希土類元素（ＲＥＭ）は、粒界のＳを硫化物として固定し、特に高温で長時間保持したときのクリープ破断延性を向上させる。ＲＥＭはさらに、鋼表面のＣｒ２Ｏ３保護皮膜の密着性を改善し、特に、繰り返し酸化時の耐酸化性を改善する。これらの効果は、ＲＥＭ含有量が０．００３％未満では得られない。一方、ＲＥＭ含有量が０．１０％を超えると、酸化物等の介在物が多くなり加工性及び溶接性が損なわれる。したがって、ＲＥＭ含有量は０．００３〜０．１０％である。ＲＥＭ含有量の下限は、好ましくは０．００５％である。ＲＥＭ含有量の上限は、好ましくは０．０７％であり、さらに好ましくは０．０５％である。
REM: 0.003-0.10%
Rare earth elements (REM) fix S at the grain boundaries as sulfides, and improve the creep rupture ductility especially when held at high temperatures for a long time. REM further improves the adhesion of the Cr 2 O 3 protective coating on the steel surface, and in particular improves the oxidation resistance during repeated oxidation. These effects cannot be obtained when the REM content is less than 0.003%. On the other hand, when the REM content exceeds 0.10%, inclusions such as oxides increase and workability and weldability are impaired. Therefore, the REM content is 0.003 to 0.10%. The lower limit of the REM content is preferably 0.005%. The upper limit of the REM content is preferably 0.07%, more preferably 0.05%.
なお、ＲＥＭとはＳｃ、Ｙ及びランタノイドの合計１７元素の総称であり、ＲＥＭの含有量はＲＥＭのうちの１種又は２種以上の元素の合計含有量を指す。 Note that REM is a generic name for a total of 17 elements of Sc, Y, and lanthanoid, and the content of REM refers to the total content of one or more elements of REM.
本実施形態によるオーステナイト系耐熱鋼の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物である。ここでいう不純物とは、鋼の原料として利用される鉱石やスクラップから混入する元素、あるいは製造過程の環境等から混入する元素をいう。 The balance of the chemical composition of the austenitic heat resistant steel according to the present embodiment is Fe and impurities. The impurity here refers to an element mixed from ore and scrap used as a raw material of steel, or an element mixed from the environment of the manufacturing process.
本実施形態によるオーステナイト系耐熱鋼の化学組成は、上記のＦｅの一部に代えて、下記の第１グループから第４グループまでのうちの１以上のグループから選択される１種以上の元素を含有してもよい。下記の元素は、すべて選択元素である。すなわち、下記の元素は、いずれも本実施形態によるオーステナイト系耐熱鋼に含有されていなくてもよい。また、一部だけが含有されていてもよい。 The chemical composition of the austenitic heat-resisting steel according to the present embodiment includes at least one element selected from one or more groups of the following first group to fourth group, instead of a part of the above-described Fe. You may contain. The following elements are all selective elements. That is, none of the following elements may be contained in the austenitic heat resistant steel according to the present embodiment. Moreover, only a part may be contained.
より具体的には、例えば、第１グループから第４グループまでの群の中から１つのグループだけを選択し、そのグループから１種以上の元素を選択してもよい。この場合、選択したグループに属するすべての元素を選択する必要はない。また、第１グループから第４グループの中から複数のグループを選択し、それぞれのグループから１種以上の元素を選択してもよい。この場合も、選択したグループに属するすべての元素を選択する必要はない。 More specifically, for example, only one group may be selected from the groups from the first group to the fourth group, and one or more elements may be selected from the group. In this case, it is not necessary to select all elements belonging to the selected group. In addition, a plurality of groups may be selected from the first group to the fourth group, and one or more elements may be selected from each group. Also in this case, it is not necessary to select all the elements belonging to the selected group.
第１グループ Ｍｇ：０〜０．０５％、Ｃａ：０〜０．０５％
第１グループに属する元素は、Ｍｇ及びＣａである。これらの元素は、オーステナイト系耐熱鋼の高温延性を改善する。
First group Mg: 0 to 0.05%, Ca: 0 to 0.05%
Elements belonging to the first group are Mg and Ca. These elements improve the high temperature ductility of the austenitic heat resistant steel.
Ｍｇ：０〜０．０５％
Ｍｇは、高温での延性を劣化させるＳを硫化物として固着し、高温延性を改善する。Ｍｇが少しでも含有されていれば、この効果が得られる。一方、Ｍｇ含有量が０．０５％を超えると、鋼質を害し、かえって高温延性を害する。したがって、Ｍｇ含有量は０〜０．０５％である。Ｍｇ含有量の下限は、好ましくは０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１％である。Ｍｇ含有量の上限は、好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０１％である。
Mg: 0 to 0.05%
Mg fixes S, which degrades ductility at high temperatures, as sulfides, and improves high temperature ductility. This effect can be obtained if Mg is contained even a little. On the other hand, if the Mg content exceeds 0.05%, the steel quality is damaged, and the hot ductility is adversely affected. Therefore, the Mg content is 0 to 0.05%. The lower limit of the Mg content is preferably 0.0005%, more preferably 0.001%. The upper limit of the Mg content is preferably 0.02%, more preferably 0.01%.
Ｃａ：０〜０．０５％
Ｃａは、高温での延性を劣化させるＳを硫化物として固着し、高温延性を改善する。Ｃａが少しでも含有されていれば、この効果が得られる。一方、Ｃａ含有量が０．０５％を超えると、鋼質を害し、かえって高温延性を害する。したがって、Ｃａ含有量は０〜０．０５％である。Ｃａ含有量の下限は、好ましくは０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１％である。Ｃａ含有量の上限は、好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０１％である。
Ca: 0 to 0.05%
Ca fixes S which degrades the ductility at high temperature as a sulfide, and improves high temperature ductility. This effect can be obtained if Ca is contained even a little. On the other hand, if the Ca content exceeds 0.05%, the steel quality is impaired, and on the contrary, the high temperature ductility is impaired. Therefore, the Ca content is 0 to 0.05%. The lower limit of the Ca content is preferably 0.0005%, more preferably 0.001%. The upper limit of the Ca content is preferably 0.02%, and more preferably 0.01%.
第２グループ Ｚｒ：０〜０．１％、Ｈｆ：０〜０．５％
第２グループに属する元素は、Ｚｒ及びＨｆである。これらの元素は、鋼のクリープ破断強度を向上させる。
Second group Zr: 0 to 0.1%, Hf: 0 to 0.5%
Elements belonging to the second group are Zr and Hf. These elements improve the creep rupture strength of the steel.
Ｚｒ：０〜０．１％
ジルコニウム（Ｚｒ）は、炭窒化物の微細化や粒界強化によってクリープ破断強度を向上させる。Ｚｒが少しでも含有されていれば、この効果が得られる。一方、Ｚｒ含有量が０．１％を超えると、高温での延性が低下する。したがって、Ｚｒ含有量は０〜０．１％である。Ｚｒ含有量の下限は、好ましくは０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１％である。Ｚｒ含有量の上限は、好ましくは０．０６％であり、さらに好ましくは０．０５％である。
Zr: 0 to 0.1%
Zirconium (Zr) improves the creep rupture strength by refining carbonitride and strengthening grain boundaries. This effect can be obtained if Zr is contained even a little. On the other hand, if the Zr content exceeds 0.1%, the ductility at high temperatures is lowered. Therefore, the Zr content is 0 to 0.1%. The lower limit of the Zr content is preferably 0.005%, more preferably 0.01%. The upper limit of the Zr content is preferably 0.06%, more preferably 0.05%.
Ｈｆ：０〜０．５％
ハフニウム（Ｈｆ）は、炭窒化物による析出強化によってクリープ破断強度を向上させる。Ｈｆが少しでも含有されていれば、この効果が得られる。一方、Ｈｆ含有量が０．５％を超えると、鋼の加工性及び溶接性が損なわれる。したがって、Ｈｆ含有量は０〜０．５％である。Ｈｆ含有量の下限は、好ましくは０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％である。Ｈｆ含有量の上限は、好ましくは０．４％であり、さらに好ましくは０．３％である。
Hf: 0 to 0.5%
Hafnium (Hf) improves the creep rupture strength by precipitation strengthening with carbonitride. This effect can be obtained if Hf is contained even a little. On the other hand, if the Hf content exceeds 0.5%, the workability and weldability of the steel are impaired. Therefore, the Hf content is 0 to 0.5%. The lower limit of the Hf content is preferably 0.005%, more preferably 0.01%, and further preferably 0.02%. The upper limit of the Hf content is preferably 0.4%, more preferably 0.3%.
第３グループ Ｔａ：０〜１％、Ｒｅ：０〜５％
第３グループに属する元素は、Ｔａ及びＲｅである。これらの元素は、鋼の高温強度及びクリープ破断強度を向上させる。
Third group Ta: 0 to 1%, Re: 0 to 5%
Elements belonging to the third group are Ta and Re. These elements improve the high temperature strength and creep rupture strength of the steel.
Ｔａ：０〜１％
タンタル（Ｔａ）は、炭窒化物を形成するとともに固溶強化元素として高温強度及びクリープ破断強度を向上させる。Ｔａが少しでも含有されていれば、この効果が得られる。一方、Ｔａ含有量が１％を超えると、鋼の加工性や機械的性質が損なわれる。したがって、Ｔａ含有量は０〜１％である。Ｔａ含有量の下限は、好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．１％である。Ｔａ含有量の上限は、好ましくは０．７％であり、さらに好ましくは０．６％である。
Ta: 0 to 1%
Tantalum (Ta) forms carbonitride and improves the high temperature strength and creep rupture strength as a solid solution strengthening element. This effect can be obtained if even a small amount of Ta is contained. On the other hand, if the Ta content exceeds 1%, the workability and mechanical properties of the steel are impaired. Therefore, the Ta content is 0 to 1%. The lower limit of the Ta content is preferably 0.01%, more preferably 0.05%, and further preferably 0.1%. The upper limit of the Ta content is preferably 0.7%, more preferably 0.6%.
Ｒｅ：０〜５％
レニウム（Ｒｅ）は、主に固溶強化元素として高温強度、クリープ破断強度を向上させる。Ｒｅが少しでも含有されていれば、この効果が得られる。一方、Ｒｅ含有量が５％を超えると、鋼の加工性や機械的性質が損なわれる。したがって、Ｒｅ含有量は０〜５％である。Ｒｅ含有量の下限は、好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．１％であり、さらに好ましくは０．５％である。Ｒｅ含有量の上限は、好ましくは４％であり、さらに好ましくは３％である。
Re: 0 to 5%
Rhenium (Re) mainly improves the high temperature strength and creep rupture strength as a solid solution strengthening element. This effect can be obtained if Re is contained even a little. On the other hand, if the Re content exceeds 5%, the workability and mechanical properties of the steel are impaired. Therefore, the Re content is 0 to 5%. The lower limit of the Re content is preferably 0.01%, more preferably 0.1%, and further preferably 0.5%. The upper limit of the Re content is preferably 4%, more preferably 3%.
第４グループ Ｃｏ：０〜１０％
第４グループに属する元素は、Ｃｏである。Ｃｏは、鋼のオーステナイト組織を安定にする。
4th group Co: 0-10%
The element belonging to the fourth group is Co. Co stabilizes the austenite structure of the steel.
Ｃｏ：０〜１０％
コバルト（Ｃｏ）は、Ｎｉと同様、オーステナイト組織を安定にし、クリープ破断強度の向上にも寄与する。Ｃｏが少しでも含有されていれば、この効果が得られる。一方、Ｃｏ含有量が１０％を超えると、効果が飽和し経済性が低下する。したがって、Ｃｏ含有量は０〜１０％である。Ｃｏ含有量は、下限の観点では、好ましくは０．５％以上であり、さらに好ましくは１％よりも高い。Ｃｏ含有量は、上限の観点では、好ましくは８％以下であり、さらに好ましくは７％以下である。
Co: 0 to 10%
Cobalt (Co), like Ni, stabilizes the austenite structure and contributes to the improvement of creep rupture strength. This effect can be obtained if Co is contained even a little. On the other hand, if the Co content exceeds 10%, the effect is saturated and the economic efficiency is lowered. Therefore, the Co content is 0 to 10%. From the viewpoint of the lower limit, the Co content is preferably 0.5% or more, and more preferably higher than 1%. The Co content is preferably 8% or less, more preferably 7% or less from the viewpoint of the upper limit.
［式（１）について］
本実施形態によるオーステナイト系耐熱鋼の化学組成は、各元素の含有量が上述した範囲であるとともに、下記の式（１）を満たす。
０．１５［Ｎ残渣］≦［ＲＥＭ］≦０．７［Ｎ残渣］…（１）
ここで、［ＲＥＭ］には、ＲＥＭ含有量が質量％で代入され、［Ｎ残渣］には、７５０℃で３０００時間加熱時に窒化物として析出する窒素量が質量％で代入される。
[Regarding Formula (1)]
The chemical composition of the austenitic heat-resisting steel according to the present embodiment satisfies the following formula (1) while the content of each element is in the above-described range.
0.15 [N residue] ≦ [REM] ≦ 0.7 [N residue] (1)
Here, the REM content is substituted by mass% for [REM], and the nitrogen quantity that precipitates as a nitride when heated at 750 ° C. for 3000 hours is substituted for [N residue] by mass%.
本実施形態では、高温で長時間保持したときのクリープ破断延性を向上させるため、析出する窒化物の量に応じて、ＲＥＭの含有量を制御する。ＲＥＭ含有量が析出する窒化物の量に対して低すぎると、粒内強度に対して粒界強度が不足し、高温で長時間保持したときのクリープ破断延性が低下する。そのため、ＲＥＭ含有量を０．１５［Ｎ残渣］以上にする必要がある。一方、ＲＥＭ含有量が析出する窒化物の量に対して高すぎると、介在物が過剰になったり粒界の局所的な融点が低下したりすることで、高温で長時間保持したときのクリープ破断延性が低下する。そのため、ＲＥＭ含有量を０．７［Ｎ残渣］以下にする必要がある。 In this embodiment, in order to improve the creep rupture ductility when held at a high temperature for a long time, the content of REM is controlled according to the amount of deposited nitride. When the REM content is too low with respect to the amount of the deposited nitride, the grain boundary strength is insufficient with respect to the intragranular strength, and the creep rupture ductility when kept at a high temperature for a long time is lowered. Therefore, the REM content needs to be 0.15 [N residue] or more. On the other hand, if the REM content is too high relative to the amount of deposited nitride, the inclusions become excessive and the local melting point of the grain boundary decreases, which causes creep when kept at a high temperature for a long time. Breaking ductility decreases. Therefore, the REM content needs to be 0.7 [N residue] or less.
［Ｎ残渣］は、次のように測定する。オーステナイト系耐熱鋼から、残渣定量用の試験片を採取する。この試験片を、７５０℃で３０００時間加熱する時効熱処理を実施する。時効熱処理をした試験片から、切粉を採取する。採取した切粉をＢｒエステル（１０％臭素−酢酸メチル）抽出し、ろ過後得られた残渣を酸分解した後、ＪＩＳ Ｇ１２２８に規定されるアンモニア蒸溜分離アミド硫酸滴定法により、窒化物として析出している窒素の質量を求める。求めた窒素の質量を、切粉の質量で除して、［Ｎ残渣］（単位は質量％）とする。なお、残渣の酸分解には硫酸、硫酸銅、硫酸カリウムの混合液を用いる。 [N residue] is measured as follows. Collect test pieces for residue determination from austenitic heat-resistant steel. An aging heat treatment is performed by heating the test piece at 750 ° C. for 3000 hours. Chips are collected from the aging heat-treated specimen. The collected chips are extracted with Br ester (10% bromine-methyl acetate), and the residue obtained after filtration is acid-decomposed, and then precipitated as nitride by the ammonia distillation separation amide sulfate titration method specified in JIS G1228. Find the mass of nitrogen. The obtained mass of nitrogen is divided by the mass of the chips to obtain [N residue] (unit: mass%). For the acid decomposition of the residue, a mixed solution of sulfuric acid, copper sulfate, and potassium sulfate is used.
［Ｎ残渣］は、Ｎ含有量、並びに窒化物を形成するＶ、Ｎｂ、及びＷ等の各含有量によって調整することができる。具体的には、これらの元素の含有量を高くすれば、［Ｎ残渣］が高くなる。 The [N residue] can be adjusted by the N content and the respective contents such as V, Nb, and W forming the nitride. Specifically, if the content of these elements is increased, [N residue] is increased.
［式（２）について］
本実施形態によるオーステナイト系耐熱鋼の化学組成はさらに、下記の式（２）を満たす。
６．２［Ｎ］≦［Ｗ］≦１７．１［Ｎ］…（２）
ここで、［Ｎ］及び［Ｗ］には、Ｎ及びＷの含有量が質量％で代入される。
[Regarding Formula (2)]
The chemical composition of the austenitic heat resistant steel according to the present embodiment further satisfies the following formula (2).
6.2 [N] ≦ [W] ≦ 17.1 [N] (2)
Here, the contents of N and W are substituted into [N] and [W] by mass%.
本実施形態では、Ｎ及びＷの各々の含有量を所定の範囲にすることに加えて、Ｎ含有量に応じてＷ含有量を適切に制御する必要がある。具体的には、固溶ＷやＬａｖｅｓ相の析出量を確保するためには、Ｗ含有量を６．２［Ｎ］以上にする必要がある。一方、微細な窒化物の確保によるクリープ破断強度向上、過剰なπ相の析出によるクリープ破断延性や高温長時間加熱後の靱性低下防止の観点からは、Ｗ含有量を１７．１［Ｎ］以下にする必要がある。 In this embodiment, in addition to making each content of N and W into a predetermined range, it is necessary to control W content appropriately according to N content. Specifically, in order to ensure the precipitation amount of the solid solution W or the Laves phase, the W content needs to be 6.2 [N] or more. On the other hand, from the viewpoint of improving creep rupture strength by securing fine nitrides, creep rupture ductility by excessive π phase precipitation, and preventing toughness deterioration after high temperature and long time heating, the W content is 17.1 [N] or less. It is necessary to.
［製造方法］
本発明の一実施形態によるオーステナイト系耐熱鋼の製造方法の一例を説明する。本実施形態によるオーステナイト系耐熱鋼の製造方法は、この例に限定されない。
[Production method]
An example of the manufacturing method of the austenitic heat-resistant steel by one Embodiment of this invention is demonstrated. The manufacturing method of the austenitic heat-resistant steel according to the present embodiment is not limited to this example.
上述した化学組成の素材を準備する。具体的には例えば、上述した化学組成の鋼を溶製し、精錬する。 A material having the chemical composition described above is prepared. Specifically, for example, the steel having the above-described chemical composition is melted and refined.
素材を熱間加工する。熱間加工は例えば、熱間圧延や熱間鍛造である。熱間加工の後、必要に応じて冷間加工を実施してもよい。 Hot material is processed. Hot working is, for example, hot rolling or hot forging. After the hot working, cold working may be performed as necessary.
熱間加工された素材、又は熱間加工後に冷間加工された素材を固溶化熱処理する。具体的には、素材を所定の温度で保持した後、水令する。固溶化熱処理の保持温度は、特に限定されないが、例えば９００〜１３００℃である。 A material that has been hot worked or a material that has been cold worked after hot working is subjected to a solution heat treatment. Specifically, after the material is held at a predetermined temperature, water is given. Although the retention temperature of solution heat treatment is not specifically limited, For example, it is 900-1300 degreeC.
以上、本発明の実施形態を説明した。本実施形態によれば、長時間の組織安定性に優れ、高いクリープ破断強度とクリープ破断延性とを有するオーステナイト系耐熱鋼が得られる。本実施形態によるオーステナイト系耐熱鋼は、好ましくは、７００℃、１００００時間のクリープ破断強度が１２５ＭＰａ以上であり、７００℃、１３０ＭＰａにおけるクリープ破断伸びが１５％以上である。 The embodiments of the present invention have been described above. According to this embodiment, an austenitic heat-resistant steel having excellent structure stability for a long time and having high creep rupture strength and creep rupture ductility can be obtained. The austenitic heat resistant steel according to the present embodiment preferably has a creep rupture strength at 700 ° C. for 10,000 hours of 125 MPa or more, and a creep rupture elongation at 700 ° C. and 130 MPa of 15% or more.
上述した実施形態は、本発明を実施するための例示に過ぎない。よって、本発明は上述した実施形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲で、上述した実施形態を適宜変形して実施することが可能である。 The above-described embodiments are merely examples for carrying out the present invention. Therefore, the present invention is not limited to the above-described embodiment, and can be implemented by appropriately modifying the above-described embodiment without departing from the spirit thereof.
以下、実施例によって本発明をより具体的に説明する。本発明はこれらの実施例に限定されない。 Hereinafter, the present invention will be described more specifically with reference to examples. The present invention is not limited to these examples.
表１に示す化学組成を有する鋼１〜６及び鋼Ａ〜Ｈを、高周波真空溶解炉を用いて溶製し、各３０ｋｇのインゴットを得た。なお、表１において「−」は、該当する元素の含有量が不純物レベルであることを示す。 Steels 1 to 6 and steels A to H having chemical compositions shown in Table 1 were melted using a high-frequency vacuum melting furnace to obtain 30 kg ingots. In Table 1, “-” indicates that the content of the corresponding element is at the impurity level.
各インゴットを、１２００℃に加熱した後、仕上げ温度が１０００℃となるように熱間鍛造して、厚さ１５ｍｍの板材とした。板材を１１００℃で軟化熱処理した後、１０ｍｍまで冷間圧延し、さらに１１８０℃で３０分間保持してから水冷した。 Each ingot was heated to 1200 ° C. and then hot forged so that the finishing temperature was 1000 ° C. to obtain a plate material having a thickness of 15 mm. The plate material was softened and heat treated at 1100 ° C., cold-rolled to 10 mm, further held at 1180 ° C. for 30 minutes, and then water-cooled.
水冷した各板材について、上述の実施形態で説明した方法によって、７５０℃で３０００時間加熱したときに窒化物として析出する窒素量［Ｎ残渣］を求めた。結果を表１に併せて示す。 About each water-cooled board | plate material, the amount of nitrogen [N residue] which precipitates as a nitride when it heated at 750 degreeC for 3000 hours by the method demonstrated in the above-mentioned embodiment was calculated | required. The results are also shown in Table 1.
各板材の厚さ方向中心部から、長手方向に平行に、直径が６ｍｍで標点距離が３０ｍｍの丸棒試験片を機械加工により作製し、ＪＩＳ Ｚ２２７１に準拠してクリープ破断試験を実施した。クリープ破断試験は７００℃、７５０℃、及び８００℃の大気中において実施し、Ｌａｒｓｏｎ−Ｍｉｌｌｅｒパラメータ法を用いて、７００℃、１００００時間のクリープ破断強度を推定した。また、７００℃、１３０ＭＰａのクリープ破断試験を実施し、破断伸びを測定した。結果を表２に示す。 A round bar test piece having a diameter of 6 mm and a gage distance of 30 mm was produced by machining from the central part in the thickness direction of each plate material, and a creep rupture test was performed in accordance with JIS Z2271. The creep rupture test was conducted in the atmosphere at 700 ° C., 750 ° C., and 800 ° C., and the creep rupture strength at 700 ° C. for 10,000 hours was estimated using the Larson-Miller parameter method. Moreover, the creep rupture test of 700 degreeC and 130 Mpa was implemented, and elongation at break was measured. The results are shown in Table 2.
鋼１〜８の各元素の含有量は、本発明の規定する範囲内であった。鋼１〜８の化学組成はさらに、式（１）及び式（２）を満たした。鋼１〜８は、７００℃、１００００時間のクリープ破断強度（以下、単に「クリープ破断強度」という。）が１２５ＭＰａ以上であり、７００℃、１３０ＭＰａにおけるクリープ破断伸び（以下、単に「クリープ破断伸び」という。）が１５％以上であった。 The content of each element of steels 1 to 8 was within the range defined by the present invention. The chemical compositions of Steels 1-8 further satisfied Formula (1) and Formula (2). Steels 1 to 8 have a creep rupture strength at 700 ° C. for 10,000 hours (hereinafter simply referred to as “creep rupture strength”) of 125 MPa or more, and creep rupture elongation at 700 ° C. and 130 MPa (hereinafter simply referred to as “creep rupture elongation”). Was 15% or more.
鋼Ａ及び鋼Ｂは、クリープ破断強度が低かった。これは、鋼ＡはＮｂを含有しなかったため、鋼ＢはＶを含有しなかったためと考えられる。 Steel A and Steel B had low creep rupture strength. This is probably because steel A did not contain Nb and steel B did not contain V.
鋼Ｃは、クリープ破断強度は高かったものの、クリープ破断伸びが低かった。これは、鋼ＣのＮｂ含有量及びＶ含有量が高すぎたためと考えられる。 Steel C had high creep rupture strength but low creep rupture elongation. This is probably because the Nb content and V content of Steel C were too high.
鋼Ｄは、クリープ破断強度及びクリープ破断伸びのいずれも低かった。これは、鋼ＤのＮｉ含有量が低すぎたためと考えられる。 Steel D had low creep rupture strength and creep rupture elongation. This is probably because the Ni content of Steel D was too low.
鋼Ｅ及びＦは、クリープ破断強度は高かったものの、クリープ破断伸びが低かった。これは、Ｎ残渣の量に対してＲＥＭ含有量が低すぎたためと考えられる。 Steels E and F had high creep rupture strength but low creep rupture elongation. This is probably because the REM content was too low relative to the amount of N residue.
鋼Ｇ及びＨは、クリープ破断強度は高かったものの、クリープ破断伸びが低かった。これは、Ｎ残渣の量に対してＲＥＭ含有量が高すぎたためと考えられる。 Steels G and H had high creep rupture strength but low creep rupture elongation. This is probably because the REM content was too high relative to the amount of N residue.
鋼Ｉ及び鋼Ｊは、クリープ破断強度が低かった。これは、鋼Ｉ及び鋼ＪのＷ含有量が、窒素の量に対して低すぎたためと考えられる。 Steel I and Steel J had low creep rupture strength. This is presumably because the W contents of Steel I and Steel J were too low relative to the amount of nitrogen.
鋼Ｋは、クリープ破断強度は高かったものの、クリープ破断伸びが低かった。これは、鋼ＫのＷ含有量が、窒素の量に対して高すぎたためと考えられる。 Steel K had high creep rupture strength but low creep rupture elongation. This is probably because the W content of steel K was too high relative to the amount of nitrogen.
鋼Ｌは、クリープ破断強度及びクリープ破断伸びのいずれも低かった。これは、鋼ＬのＭｏ含有量が高すぎたためと考えられる。 Steel L had low creep rupture strength and creep rupture elongation. This is presumably because the Mo content of the steel L was too high.
鋼Ｍは、クリープ破断強度が低かった。これは、鋼ＭのＴｉ含有量が高すぎたためと考えられる。 Steel M had a low creep rupture strength. This is presumably because the Ti content of steel M was too high.
鋼Ｎは、クリープ破断強度は高かったものの、クリープ破断伸びが低かった。これは、鋼ＮのＣｕ含有量が高すぎたためと考えられる。 Steel N had high creep rupture strength but low creep rupture elongation. This is probably because the Cu content of steel N was too high.
本発明によれば、発電用ボイラや化学工業用プラント等において、鋼管、耐熱耐圧部材の鋼板、バルブ等として好適に用いられるオーステナイト系耐熱鋼が得られる。 ADVANTAGE OF THE INVENTION According to this invention, the austenitic heat resistant steel used suitably as a steel pipe, the steel plate of a heat-resistant pressure-resistant member, a valve | bulb etc. in a power generation boiler, a chemical industry plant, etc. is obtained.
Claims (3)
Ｃ ：０．０２〜０．１２％、
Ｓｉ：０．１〜２％、
Ｍｎ：０．１〜３％、
Ｐ ：０．０４％以下、
Ｓ ：０．０２％以下、
Ｃｒ：２０〜２６％、
Ｎｉ：２６％を超え３５％以下、
Ｗ ：１〜５．５％、
Ｖ ：０．０１〜１％、
Ｎｂ：０．０１〜１％、
Ｂ ：０．０００５〜０．００８％、
Ｍｏ：０．３％以下、
Ａｌ：０．００１〜０．３％、
Ｃｕ：０．３％以下、
Ｔｉ：０．０１％以下、
Ｎ ：０．１３％を超え０．３５％以下、
ＲＥＭ：０．００３〜０．１０％、
Ｍｇ：０〜０．０５％、
Ｃａ：０〜０．０５％、
Ｚｒ：０〜０．１％、
Ｈｆ：０〜０．５％、
Ｔａ：０〜１％、
Ｒｅ：０〜５％、
Ｃｏ：０〜１０％、
残部：Ｆｅ及び不純物であり、
前記化学組成が、下記の式（１）及び（２）を満たす、オーステナイト系耐熱鋼。
０．１５［Ｎ残渣］≦［ＲＥＭ］≦０．７［Ｎ残渣］…（１）
６．２［Ｎ］≦［Ｗ］≦１７．１［Ｎ］…（２）
ここで、［ＲＥＭ］、［Ｎ］、及び［Ｗ］には、ＲＥＭ、Ｎ、及びＷの含有量が質量％で代入され、［Ｎ残渣］には、７５０℃で３０００時間加熱時に窒化物として析出する窒素量が質量％で代入される。 Chemical composition is mass%,
C: 0.02 to 0.12%,
Si: 0.1 to 2%,
Mn: 0.1 to 3%
P: 0.04% or less,
S: 0.02% or less,
Cr: 20 to 26%,
Ni: more than 26% and 35% or less,
W: 1 to 5.5%,
V: 0.01 to 1%,
Nb: 0.01 to 1%
B: 0.0005 to 0.008%,
Mo: 0.3% or less,
Al: 0.001 to 0.3%,
Cu: 0.3% or less,
Ti: 0.01% or less,
N: more than 0.13% and 0.35% or less,
REM: 0.003-0.10%,
Mg: 0 to 0.05%,
Ca: 0 to 0.05%,
Zr: 0 to 0.1%,
Hf: 0 to 0.5%
Ta: 0 to 1%,
Re: 0 to 5%,
Co: 0 to 10%,
Balance: Fe and impurities,
An austenitic heat resistant steel in which the chemical composition satisfies the following formulas (1) and (2).
0.15 [N residue] ≦ [REM] ≦ 0.7 [N residue] (1)
6.2 [N] ≦ [W] ≦ 17.1 [N] (2)
Here, the contents of REM, N, and W are substituted for [REM], [N], and [W] by mass%, and the [N residue] is nitride when heated at 750 ° C. for 3000 hours. As a result, the amount of nitrogen deposited is substituted by mass%.
前記化学組成が、質量％で、下記の第１グループから第４グループまでのうちの少なくとも１つのグループから選択される少なくとも１種を含有する、オーステナイト系耐熱鋼。
第１グループ Ｍｇ：０．０００５〜０．０５％、Ｃａ：０．０００５〜０．０５％
第２グループ Ｚｒ：０．００５〜０．１％、Ｈｆ：０．００５〜１％
第３グループ Ｔａ：０．０１〜１％、Ｒｅ：０．０１〜５％
第４グループ Ｃｏ：０．０５〜１０％ The austenitic heat-resistant steel according to claim 1,
The austenitic heat resistant steel, wherein the chemical composition contains at least one selected from at least one of the following first group to fourth group by mass%.
First group Mg: 0.0005 to 0.05%, Ca: 0.0005 to 0.05%
Second group Zr: 0.005 to 0.1%, Hf: 0.005 to 1%
Third group Ta: 0.01 to 1%, Re: 0.01 to 5%
4th group Co: 0.05-10%
７００℃、１００００時間のクリープ破断強度が１２５ＭＰａ以上であり、７００℃、１３０ＭＰａにおけるクリープ破断伸びが１５％以上である、オーステナイト系耐熱鋼。 The austenitic heat-resistant steel according to claim 1 or 2,
An austenitic heat resistant steel having a creep rupture strength at 700 ° C. for 10,000 hours of 125 MPa or more and a creep rupture elongation at 700 ° C. and 130 MPa of 15% or more.
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Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2019098034A1 (en) | 2017-11-15 | 2019-05-23 | 日本製鉄株式会社 | Austenitic heat-resistant steel welding metal, welded joint, welding material for austenitic heat-resistant steel, and method for producing welded joint |
| JP2020105572A (en) * | 2018-12-27 | 2020-07-09 | 日本製鉄株式会社 | Austenitic heat resistant steel |
| JP2020164919A (en) * | 2019-03-29 | 2020-10-08 | 日本製鉄株式会社 | Austenitic heat-resistant steel |
| JP2021504587A (en) * | 2017-12-06 | 2021-02-15 | ポスコＰｏｓｃｏ | Non-magnetic austenitic stainless steel with excellent corrosion resistance and its manufacturing method |
| RU2807775C1 (en) * | 2023-02-03 | 2023-11-21 | Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего образования "Удмуртский государственный университет" | Chloride corrosion-resistant steel |
Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH10275739A (en) * | 1997-03-28 | 1998-10-13 | Marcon Electron Co Ltd | Electronic component |
| JP2004323937A (en) * | 2003-04-25 | 2004-11-18 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Austenitic stainless steel |
| US20090053100A1 (en) * | 2005-12-07 | 2009-02-26 | Pankiw Roman I | Cast heat-resistant austenitic steel with improved temperature creep properties and balanced alloying element additions and methodology for development of the same |
| JP2014031526A (en) * | 2012-08-01 | 2014-02-20 | Nippon Steel & Sumitomo Metal | Metallic material |
| JP2015193912A (en) * | 2014-03-25 | 2015-11-05 | 新日鐵住金株式会社 | Manufacturing method of austenite heat resistant alloy tube and austenite heat resistant alloy tube manufactured by the manufacturing method |
-
2015
- 2015-11-10 JP JP2015220642A patent/JP6547599B2/en active Active
Patent Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH10275739A (en) * | 1997-03-28 | 1998-10-13 | Marcon Electron Co Ltd | Electronic component |
| JP2004323937A (en) * | 2003-04-25 | 2004-11-18 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Austenitic stainless steel |
| US20090053100A1 (en) * | 2005-12-07 | 2009-02-26 | Pankiw Roman I | Cast heat-resistant austenitic steel with improved temperature creep properties and balanced alloying element additions and methodology for development of the same |
| JP2014031526A (en) * | 2012-08-01 | 2014-02-20 | Nippon Steel & Sumitomo Metal | Metallic material |
| JP2015193912A (en) * | 2014-03-25 | 2015-11-05 | 新日鐵住金株式会社 | Manufacturing method of austenite heat resistant alloy tube and austenite heat resistant alloy tube manufactured by the manufacturing method |
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2019098034A1 (en) | 2017-11-15 | 2019-05-23 | 日本製鉄株式会社 | Austenitic heat-resistant steel welding metal, welded joint, welding material for austenitic heat-resistant steel, and method for producing welded joint |
| KR20200065067A (en) | 2017-11-15 | 2020-06-08 | 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 | Austenitic heat-resistant steel welded metal, welding joint, austenitic heat-resistant steel welding material, and method of manufacturing welded joint |
| JP2021504587A (en) * | 2017-12-06 | 2021-02-15 | ポスコＰｏｓｃｏ | Non-magnetic austenitic stainless steel with excellent corrosion resistance and its manufacturing method |
| JP2020105572A (en) * | 2018-12-27 | 2020-07-09 | 日本製鉄株式会社 | Austenitic heat resistant steel |
| JP7167707B2 (en) | 2018-12-27 | 2022-11-09 | 日本製鉄株式会社 | Austenitic heat resistant steel |
| JP2020164919A (en) * | 2019-03-29 | 2020-10-08 | 日本製鉄株式会社 | Austenitic heat-resistant steel |
| JP7226019B2 (en) | 2019-03-29 | 2023-02-21 | 日本製鉄株式会社 | Austenitic heat resistant steel |
| RU2807775C1 (en) * | 2023-02-03 | 2023-11-21 | Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего образования "Удмуртский государственный университет" | Chloride corrosion-resistant steel |
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| Publication number | Publication date |
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