JP2017179478A - Austenitic heat resistant alloy member and manufacturing method therefor - Google Patents

Austenitic heat resistant alloy member and manufacturing method therefor Download PDF

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Abstract

PROBLEM TO BE SOLVED: To provide an austenitic heat resistant alloy member having sufficient mechanical properties as a large sized structural member, and a manufacturing method therefor.SOLUTION: There is provided an austenitic heat resistant alloy member, which is manufactured by heat processing a steel ingot or a steel piece having a chemical composition containing, by mass%, C of over 0.02% to 0.15%, Si≤2.0%, Mn≤3.0%, P≤0.030%, S≤0.010%, Cr of 28.0 to 38.0%, Ni of over 40.0% to 60.0%, W of over 3.0% to 15.0%, Ti of 0.05 to 1.0%, Zr of 0.005 to 0.2%, Al of 0.01 to 0.3%, N≤0.02%, Mo<0.50%, B≤0.005%, Co of 0 to 20.0%, and the balance Fe with impurities. The austenitic heat resistant alloy member has length from a center part to an outside surface part in a cross section vertical to a longer direction of the alloy member with 40 mm or more, austenite crystal particle size number of the outside surface part of -2.0 to 4.0, has Cr deposition amount satisfying [Cr/Cr≤10.0], satisfies [YS/YS≤1.5] and [TS/TS≤1.2] at ordinary temperature, and has creep breakage strength at 700°C for 10,000 hr in the longer direction of the center part of 130 MPa or more.SELECTED DRAWING: None

Description

本発明は、オーステナイト系耐熱合金部材およびその製造方法に係り、特に、クリープ破断強度に優れるオーステナイト系耐熱合金部材およびその製造方法に関する。   The present invention relates to an austenitic heat-resistant alloy member and a manufacturing method thereof, and more particularly, to an austenitic heat-resistant alloy member having excellent creep rupture strength and a manufacturing method thereof.
従来、高温環境下で使用されるボイラおよび化学プラント等においては、装置用材料としてSUS304H、SUS316H、SUS321H、SUS347H等の18−8系オーステナイトステンレス鋼が使用されてきた。   Conventionally, 18-8 austenitic stainless steels such as SUS304H, SUS316H, SUS321H, and SUS347H have been used as equipment materials in boilers and chemical plants used in high temperature environments.
しかし、近年、高効率化のために蒸気の温度と圧力とを高めた超々臨界圧ボイラの新設が世界中で進められている。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きた。そして、従来用いられてきた18−8系オーステナイトステンレス鋼では耐食性に加え、高温強度、特にクリープ破断強度が著しく不足する状況となっている。   In recent years, however, new super-supercritical boilers with higher steam temperatures and pressures have been developed all over the world for higher efficiency. The use conditions of the apparatus in such a high temperature environment have become extremely severe, and accordingly, the required performance for the materials used has become severe. Further, conventionally used 18-8 austenitic stainless steel is in a state where the high temperature strength, particularly the creep rupture strength, is remarkably insufficient in addition to the corrosion resistance.
そこで、各種合金元素を最適量含有させることにより、クリープ破断強度を改善したオーステナイト系ステンレス鋼が発明されてきた。しかしながら、最近、例えば火力発電用ボイラの分野では、蒸気温度を700℃以上に高める計画が推進されるようになってきた。この場合、使用される部材の温度は700℃を遙かに超えることとなる。そのため、新たに改良されたオーステナイト系ステンレス鋼でもクリープ破断強度および耐食性が不十分となってきた。   Thus, an austenitic stainless steel with improved creep rupture strength has been invented by containing optimum amounts of various alloy elements. However, recently, for example, in the field of boilers for thermal power generation, plans to increase the steam temperature to 700 ° C. or higher have been promoted. In this case, the temperature of the member used will far exceed 700 degreeC. Therefore, even the newly improved austenitic stainless steel has become insufficient in creep rupture strength and corrosion resistance.
上記の厳しい要求に対して、特許文献1には優れたクリープ破断強度と熱間加工性とを有するオーステナイト系耐熱合金が開示されている。   In response to the above strict requirements, Patent Document 1 discloses an austenitic heat-resistant alloy having excellent creep rupture strength and hot workability.
国際公開第2009/154161号International Publication No. 2009/154161
ところで、ボイラおよび化学プラント等の装置用材料のような大型の構造部材は、熱間圧延または熱間鍛造後、冷間加工を施さずに最終熱処理を実施して使用されるため、結晶粒径が比較的大きい。そのため、通常、材料の仕様として規定される常温における0.2%耐力および引張強さが、冷間加工後に最終熱処理を施したものより低くなるという問題がある。   By the way, large structural members such as materials for equipment such as boilers and chemical plants are used after being subjected to final heat treatment without hot working after hot rolling or hot forging. Is relatively large. Therefore, there is a problem that the 0.2% proof stress and the tensile strength at normal temperature, which are normally specified as the material specifications, are lower than those subjected to the final heat treatment after cold working.
加えて、大型の構造部材では、熱処理時の冷却速度が部位により大きく異なるため、高温での使用時に析出物として強化に寄与する固溶元素の量が部位により異なる。そのことに起因して、クリープ破断強度のばらつきが生じるといった問題もある。そのため、特許文献1に記載の鋼を、大型の構造部材に適用するのは困難である。   In addition, in a large structural member, the cooling rate during heat treatment varies greatly depending on the site, so the amount of solid solution elements that contribute to strengthening as precipitates when used at high temperatures varies depending on the site. As a result, there is also a problem that variation in creep rupture strength occurs. Therefore, it is difficult to apply the steel described in Patent Document 1 to a large structural member.
本発明は上記の問題を解決し、大型の構造部材として十分な常温での0.2%耐力および引張強さ、ならびに、高温でのクリープ破断強度を発現するオーステナイト系耐熱合金部材およびその製造方法を提供することを目的とする。   The present invention solves the above-described problems, and provides a 0.2% proof stress and tensile strength at room temperature sufficient as a large structural member, and an austenitic heat-resistant alloy member that exhibits creep rupture strength at high temperature, and a method for producing the same The purpose is to provide.
本発明は、上記の課題を解決するためになされたものであり、下記のオーステナイト系耐熱合金部材およびその製造方法を要旨とする。   The present invention has been made in order to solve the above-described problems, and provides the following austenitic heat-resistant alloy member and a manufacturing method thereof.
(1)質量%で、
C:0.02%を超えて0.15%以下、
Si:2.0%以下、
Mn:3.0%以下、
P:0.030%以下、
S:0.010%以下、
Cr:28.0〜38.0%、
Ni:40.0%を超えて60.0%以下、
W:3.0%を超えて15.0%以下、
Ti:0.05〜1.0%、
Zr:0.005〜0.2%、
Al:0.01〜0.3%、
N:0.02%以下、
Mo:0.50%未満、
B:0.005%以下、
Co:0〜20.0%、
残部:Feおよび不純物
である化学組成を有する鋼塊または鋳片に、熱間加工が施された合金部材であって、
前記合金部材の長手方向と垂直な断面において、中心部から外面部までの長さが40mm以上であり、
前記外面部におけるオーステナイト結晶粒度番号が−2.0〜4.0であり、
抽出残渣分析によって得られるCr析出量が下記(i)式を満足し、
常温での機械的特性が下記(ii)式および(iii)式を満足し、
前記中心部における前記長手方向の700℃における10,000時間クリープ破断強度が130MPa以上である、オーステナイト系耐熱合金部材。
CrPB/CrPS≦10.0 ・・・(i)
YS/YS≦1.5 ・・・(ii)
TS/TS≦1.2 ・・・(iii)
但し、上記式中の各記号の意味は以下のとおりである。
CrPB:中心部において抽出残渣分析によって得られるCr析出量
CrPS:外面部において抽出残渣分析によって得られるCr析出量
YS:中心部における0.2%耐力
YS:外面部における0.2%耐力
TS:中心部における引張強さ
TS:外面部における引張強さ
(1) In mass%,
C: more than 0.02% and 0.15% or less,
Si: 2.0% or less,
Mn: 3.0% or less,
P: 0.030% or less,
S: 0.010% or less,
Cr: 28.0 to 38.0%,
Ni: more than 40.0% and 60.0% or less,
W: more than 3.0% and 15.0% or less,
Ti: 0.05 to 1.0%,
Zr: 0.005 to 0.2%,
Al: 0.01 to 0.3%,
N: 0.02% or less,
Mo: less than 0.50%,
B: 0.005% or less,
Co: 0 to 20.0%,
The remainder: an alloy member obtained by hot working a steel ingot or slab having a chemical composition that is Fe and impurities,
In the cross section perpendicular to the longitudinal direction of the alloy member, the length from the center portion to the outer surface portion is 40 mm or more,
The austenite grain size number in the outer surface portion is -2.0 to 4.0,
Cr precipitation amount obtained by extraction residue analysis satisfies the following formula (i),
Mechanical properties at room temperature satisfy the following formulas (ii) and (iii)
An austenitic heat-resistant alloy member having a creep rupture strength of 10,000 MPa or more at 700 ° C. in the longitudinal direction in the central portion is 130 MPa or more.
Cr PB / Cr PS ≦ 10.0 (i)
YS S / YS B ≦ 1.5 (ii)
TS S / TS B ≦ 1.2 (iii)
However, the meaning of each symbol in the above formula is as follows.
Cr PB : Cr precipitation amount obtained by extraction residue analysis in the central portion Cr PS : Cr precipitation amount obtained by extraction residue analysis in the outer surface portion YS B : 0.2% proof stress in the central portion YS S : 0.2 in the outer surface portion % Yield strength TS B : Tensile strength at the center TS S : Tensile strength at the outer surface
(2)前記鋼塊または鋳片の化学組成が、質量%で、さらに下記の<1>〜<3>のグループから選択される1以上のグループに属する1種以上の元素を含有する、上記(1)に記載のオーステナイト系耐熱合金。
<1>Nb:1.0%以下、V:1.5%以下およびHf:1.0%以下
<2>Mg:0.050%以下、Ca:0.050%以下およびREM:0.50%以下
<3>Ta:8.0%以下、Re:8.0%以下、Ir:5.0%以下、Pd:5.0%以下、Pt:5.0%以下およびAg:5.0%以下
(2) The chemical composition of the steel ingot or slab contains, in mass%, one or more elements belonging to one or more groups selected from the following groups <1> to <3>: The austenitic heat-resistant alloy according to (1).
<1> Nb: 1.0% or less, V: 1.5% or less, and Hf: 1.0% or less <2> Mg: 0.050% or less, Ca: 0.050% or less, and REM: 0.50 <3> Ta: 8.0% or less, Re: 8.0% or less, Ir: 5.0% or less, Pd: 5.0% or less, Pt: 5.0% or less, and Ag: 5.0 %Less than
(3)上記(1)または(2)に記載の化学組成を有する鋼塊または鋳片に、熱間加工を施す工程と、
その後、1100〜1250℃の範囲の熱処理温度T(℃)まで加熱し、1150D/T〜1500D/T(min)保持した後、水冷する熱処理を施す工程とを備える、オーステナイト系耐熱合金部材の製造方法。
但し、Dは、合金部材の長手方向と垂直な断面における、当該断面の外縁上の任意の点と該外縁上の他の任意の点との直線距離の最大値(mm)である。
(3) Hot-working the steel ingot or slab having the chemical composition described in (1) or (2) above;
Thereafter, heating to a heat treatment temperature T (° C.) in the range of 1100 to 1250 ° C., holding 1150 D / T to 1500 D / T (min), and then subjecting to a water-cooling heat treatment, manufacturing an austenitic heat-resistant alloy member Method.
However, D is the maximum value (mm) of the linear distance between an arbitrary point on the outer edge of the cross section and another arbitrary point on the outer edge in a cross section perpendicular to the longitudinal direction of the alloy member.
(4)前記熱間鍛造を施す工程において、熱間鍛造の長手方向と略垂直な方向に鍛造を1回以上施す、上記(3)に記載のオーステナイト系耐熱合金部材の製造方法。   (4) The method for producing an austenitic heat-resistant alloy member according to (3), wherein in the step of performing hot forging, forging is performed at least once in a direction substantially perpendicular to a longitudinal direction of hot forging.
本発明のオーステナイト系耐熱合金部材は、部位による機械的性質のばらつきが少なく、また、高温でのクリープ破断強度に優れる。そのため、本発明のオーステナイト系耐熱合金部材は、高温環境下で使用されるボイラおよび化学プラント等の大型構造部材として好適に用いることができる。   The austenitic heat-resistant alloy member of the present invention has little variation in mechanical properties depending on the part, and is excellent in creep rupture strength at high temperatures. Therefore, the austenitic heat-resistant alloy member of the present invention can be suitably used as a large structural member such as a boiler and a chemical plant used in a high temperature environment.
以下、本発明の各要件について詳しく説明する。   Hereinafter, each requirement of the present invention will be described in detail.
1.化学組成
各元素の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「%」は、「質量%」を意味する。
1. Chemical composition The reasons for limiting each element are as follows. In the following description, “%” for the content means “% by mass”.
C:0.02%を超えて0.15%以下
Cは、炭化物を形成して高温環境下で使用される際に必要となる引張強さおよびクリープ破断強度を確保する作用を有する。この効果を発揮させるためには、0.02%を超える量のCを含有させる必要がある。しかしながら、C含有量が0.15%を超えると、固溶化熱処理後の未固溶炭化物の量が増加するだけで、高温強度の向上に寄与しなくなり、さらに、靱性など他の機械的性質および溶接性も劣化させる。したがって、C含有量は0.02%を超えて0.15%以下とする。Cは、0.03%を超えて含有させるのが好ましく、0.05%を超えて含有させるのがより好ましい。また、C含有量は0.13%以下であるのが好ましく、0.12%以下であるのがより好ましい。
C: more than 0.02% and not more than 0.15% C has an effect of securing the tensile strength and creep rupture strength required when forming carbides and being used in a high temperature environment. In order to exert this effect, it is necessary to contain C in an amount exceeding 0.02%. However, if the C content exceeds 0.15%, only the amount of undissolved carbide after the solution heat treatment will increase, and it will not contribute to the improvement of the high temperature strength, and other mechanical properties such as toughness and Weldability is also degraded. Therefore, the C content is more than 0.02% and 0.15% or less. C is preferably contained in an amount exceeding 0.03%, and more preferably 0.05%. Further, the C content is preferably 0.13% or less, and more preferably 0.12% or less.
Si:2.0%以下
Siは、脱酸元素として含有される。また、Siは、耐酸化性、耐水蒸気酸化性等を高めるためにも有効な元素である。しかしながら、Si含有量が高くなって、特に、2.0%を超えると、σ相等の金属間化合物の生成を促進するので、高温における組織の安定性が劣化して靱性および延性の低下を招く。さらに、溶接性および熱間加工性も低下する。したがって、Si含有量は2.0%以下とする。靱性および延性が重視される場合には、Si含有量は1.0%以下にすることが好ましい。なお、他の元素で脱酸作用が十分確保されている場合、特にSi含有量について下限を設ける必要はない。しかし、脱酸作用、耐酸化性、耐水蒸気酸化性等を重視する場合は、Si含有量は0.05%以上とするのが好ましく、0.1%以上とするのがより好ましい。
Si: 2.0% or less Si is contained as a deoxidizing element. Further, Si is an element effective for enhancing oxidation resistance, steam oxidation resistance, and the like. However, when the Si content is high, especially when it exceeds 2.0%, the formation of intermetallic compounds such as the σ phase is promoted, so that the stability of the structure at high temperatures deteriorates and the toughness and ductility decrease. . Furthermore, weldability and hot workability are also reduced. Therefore, the Si content is 2.0% or less. When toughness and ductility are important, the Si content is preferably 1.0% or less. In addition, when the deoxidation effect | action is fully ensured with another element, it is not necessary to provide a minimum especially about Si content. However, when importance is attached to deoxidation, oxidation resistance, steam oxidation resistance, etc., the Si content is preferably 0.05% or more, and more preferably 0.1% or more.
Mn:3.0%以下
Mnは、Siと同様に脱酸作用を有するとともに、合金中に不可避的に含有されるSを硫化物として固定して熱間加工性を改善する作用を有する。しかしながら、Mn含有量が3.0%を超えると、σ相等の金属間化合物の析出を助長するので、組織安定性および高温強度などの機械的性質が劣化する。したがって、Mn含有量は3.0%以下とする。Mn含有量は2.0%以下であるのが好ましく、1.5%以下であるのがより好ましい。なお、Mn含有量について下限を設ける必要はないが、熱間加工性改善作用を重視する場合、Mn含有量は0.1%以上とするのが好ましく、0.2%以上とするのがより好ましい。
Mn: 3.0% or less Mn has a deoxidizing action similar to Si, and also has an action of improving hot workability by fixing S unavoidably contained in the alloy as a sulfide. However, if the Mn content exceeds 3.0%, precipitation of intermetallic compounds such as the σ phase is promoted, so that mechanical properties such as structure stability and high temperature strength deteriorate. Therefore, the Mn content is 3.0% or less. The Mn content is preferably 2.0% or less, and more preferably 1.5% or less. Although there is no need to set a lower limit for the Mn content, when emphasizing the hot workability improving effect, the Mn content is preferably 0.1% or more, more preferably 0.2% or more. preferable.
P:0.030%以下
Pは、不純物として合金中に不可避的に混入し、熱間加工性を著しく低下させる。したがって、P含有量を0.030%以下とする。P含有量は極力低くすることがよく、0.020%以下とするのが好ましく、0.015%以下とするのがより好ましい。
P: 0.030% or less P is inevitably mixed in the alloy as an impurity, and remarkably deteriorates hot workability. Therefore, the P content is 0.030% or less. The P content is preferably as low as possible, preferably 0.020% or less, and more preferably 0.015% or less.
S:0.010%以下
Sは、Pと同様に不純物として合金中に不可避的に混入し、熱間加工性を著しく低下させる。したがって、S含有量を0.010%以下とする。なお、良好な熱間加工性を確保したい場合には、S含有量は0.005%以下とするのが好ましく、0.003%以下とするのがより好ましい。
S: 0.010% or less S, like P, is inevitably mixed into the alloy as an impurity, and significantly reduces hot workability. Therefore, the S content is set to 0.010% or less. In addition, when it is desired to ensure good hot workability, the S content is preferably 0.005% or less, and more preferably 0.003% or less.
Cr:28.0〜38.0%
Crは、耐酸化性、耐水蒸気酸化性、耐高温腐食性などの耐食性改善作用を有する。さらに、Crは、α−Cr相として析出してクリープ破断強度を高めるため、本発明においては必須の元素である。しかしながら、その含有量が28.0%未満では、これらの効果が得られない。一方、Cr含有量が多くなって、特に、38.0%を超えると、熱間加工性が劣化し、さらに、σ相の析出などによる組織の不安定化を招く。したがって、Cr含有量は28.0〜38.0%とする。なお、30.0%を超える量のCrを含有させることが好ましい。
Cr: 28.0 to 38.0%
Cr has a corrosion resistance improving action such as oxidation resistance, steam oxidation resistance, and high temperature corrosion resistance. Further, Cr is an essential element in the present invention because it precipitates as an α-Cr phase and increases the creep rupture strength. However, if the content is less than 28.0%, these effects cannot be obtained. On the other hand, when the Cr content increases and exceeds 38.0% in particular, the hot workability deteriorates, and further, the structure becomes unstable due to precipitation of σ phase. Therefore, the Cr content is 28.0 to 38.0%. In addition, it is preferable to contain Cr in an amount exceeding 30.0%.
Ni:40.0%を超えて60.0%以下
Niは、安定なオーステナイト組織を確保するために必須の元素である。28.0〜38.0%のCrを含有する本発明において、σ相の析出を抑制するとともにα−Cr相を安定に析出させるためには、40.0%を超える量のNiを含有させる必要がある。しかしながら、Ni含有量が過剰になって、特に、60.0%を超えると、Crの含有量によってはα−Cr相が十分に析出せず、さらに、経済性も損なわれる。したがって、Ni含有量は40.0%を超えて60.0%以下とする。
Ni: more than 40.0% and not more than 60.0% Ni is an essential element for securing a stable austenite structure. In the present invention containing 28.0 to 38.0% Cr, in order to suppress the precipitation of the σ phase and to stably precipitate the α-Cr phase, an amount of Ni exceeding 40.0% is contained. There is a need. However, if the Ni content becomes excessive, particularly exceeding 60.0%, the α-Cr phase does not sufficiently precipitate depending on the Cr content, and the economic efficiency is also impaired. Therefore, the Ni content is more than 40.0% and not more than 60.0%.
W:3.0%を超えて15.0%以下
Wは、マトリックスに固溶して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ばかりでなく、FeW型のLaves相またはFe型のμ相として析出し、クリープ破断強度を大幅に向上させる極めて重要な元素である。さらに、Wは、28.0〜38.0%のCrを含有する本発明において析出するα−Cr相中に固溶して、高温での長時間使用中のα−Cr相の成長粗大化を抑制し、長時間側でのクリープ破断強度の急激な低下を抑止する作用を有する。しかしながら、W含有量が3.0%以下では、前記した効果が得られない。一方、15.0%を超える量のWを含有させても、前記の効果が飽和してコストが嵩むだけであり、しかも、組織安定性および熱間加工性が劣化する。したがって、W含有量は3.0%を超えて15.0%以下とする。W含有量は13.0%以下とするのが好ましい。なお、クリープ破断強度の向上効果をさらに重視する場合、6.0%を超える量のWを含有させるのが好ましい。
W: more than 3.0% and not more than 15.0% W not only contributes to the improvement of creep rupture strength as a solid solution strengthening element by solid solution in the matrix, but also Fe 2 W type Laves phase or Fe 7. W precipitate as 6 type μ phase, a very important element to significantly improve the creep rupture strength. Further, W is solid-solved in the α-Cr phase precipitated in the present invention containing 28.0 to 38.0% of Cr, and the growth coarsening of the α-Cr phase during long-time use at a high temperature. And suppresses a rapid decrease in creep rupture strength on the long time side. However, when the W content is 3.0% or less, the above-described effects cannot be obtained. On the other hand, even if W is contained in an amount exceeding 15.0%, the above effects are saturated and the cost is increased, and the structure stability and hot workability are deteriorated. Therefore, the W content is more than 3.0% and not more than 15.0%. The W content is preferably 13.0% or less. In the case where the effect of improving the creep rupture strength is further emphasized, it is preferable to contain W in an amount exceeding 6.0%.
Ti:0.05〜1.0%
Tiは、α−Cr相の析出を促進させてクリープ破断強度を高める重要な元素である。特に、Tiを後述のZrと複合して含有させることで、α−Cr相の析出が一層促進されて、クリープ破断強度をより高めることが可能になる。しかしながら、Ti含有量が0.05%未満では十分な効果が得られず、一方、1.0%を超えると熱間加工性が低下する。したがって、Ti含有量は0.05〜1.0%とする。Ti含有量は0.1%以上とするのが好ましく、0.2%以上とするのがより好ましい。また、Ti含有量は0.9%以下とするのが好ましく、0.5%以下とするのがより好ましい。
Ti: 0.05-1.0%
Ti is an important element that enhances the creep rupture strength by promoting precipitation of the α-Cr phase. In particular, by containing Ti in combination with Zr described later, precipitation of the α-Cr phase is further promoted, and the creep rupture strength can be further increased. However, when the Ti content is less than 0.05%, a sufficient effect cannot be obtained. On the other hand, when the Ti content exceeds 1.0%, the hot workability deteriorates. Therefore, the Ti content is set to 0.05 to 1.0%. The Ti content is preferably 0.1% or more, and more preferably 0.2% or more. Further, the Ti content is preferably 0.9% or less, and more preferably 0.5% or less.
Zr:0.005〜0.2%
Zrは、Tiと同様に、α−Cr相の析出を促進させてクリープ破断強度を高める重要な元素である。特に、Zrを上述のTiと複合して含有することで、α−Cr相の析出が一層促進されて、クリープ破断強度をより高めることが可能になる。しかしながら、Zr含有量が0.005%未満では十分な効果が得られず、一方、0.2%を超えると熱間加工性が低下する。したがって、Zr含有量は0.005〜0.2%とする。Zr含有量は0.01%以上であるのが好ましい。また、Zr含有量は0.1%以下であるのが好ましく、0.05%以下であるのがより好ましい。
Zr: 0.005 to 0.2%
Zr, like Ti, is an important element that promotes the precipitation of the α-Cr phase and increases the creep rupture strength. In particular, by containing Zr in combination with the above-described Ti, precipitation of the α-Cr phase is further promoted, and the creep rupture strength can be further increased. However, if the Zr content is less than 0.005%, a sufficient effect cannot be obtained, while if it exceeds 0.2%, the hot workability decreases. Therefore, the Zr content is set to 0.005 to 0.2%. The Zr content is preferably 0.01% or more. The Zr content is preferably 0.1% or less, and more preferably 0.05% or less.
Al:0.01〜0.3%
Alは、脱酸作用を有する元素であり、その効果を発揮するには0.01%以上の含有量が必要である。なお、Alを多量に含有させることによって、γ’相が析出してクリープ破断強度を高めることができるが、本発明においては、適正量のW、TiおよびZrを含有させ、α−Cr相とLaves相等による複合析出強化でクリープ破断強度を飛躍的に高めることができるため、γ’相による強化は不要である。しかも、Al含有量が0.3%を超えると、熱間加工性、延性および靱性が劣化することがある。そのため、Al含有量を0.01〜0.3%とする。
Al: 0.01 to 0.3%
Al is an element having a deoxidizing action, and a content of 0.01% or more is necessary to exert its effect. Note that, by adding a large amount of Al, the γ ′ phase can be precipitated and the creep rupture strength can be increased. However, in the present invention, an appropriate amount of W, Ti, and Zr is contained, and the α-Cr phase Since the creep rupture strength can be drastically increased by the complex precipitation strengthening by the Laves phase or the like, the strengthening by the γ ′ phase is unnecessary. And when Al content exceeds 0.3%, hot workability, ductility, and toughness may deteriorate. Therefore, the Al content is set to 0.01 to 0.3%.
N:0.02%以下
前述のように、本発明においては、α−Cr相の析出促進のためにZrおよびTiを必須の元素として含有させている。通常の溶解法では不可避的に含まれる元素であるNは、ZrNおよびTiNを形成し、ZrおよびTiを消費してしまう。このことを避けるためには、N含有量は極力低減する必要がある。しかしながら、N含有量の極端な低減は、特殊溶解法の適用または高純度原料の使用を必要とし経済性を損なう。したがって、N含有量は0.02%以下とする。なお、N含有量は0.015%以下であるのが好ましい。
N: 0.02% or less As described above, in the present invention, Zr and Ti are contained as essential elements for promoting the precipitation of the α-Cr phase. N which is an element inevitably contained in a normal melting method forms ZrN and TiN and consumes Zr and Ti. In order to avoid this, it is necessary to reduce the N content as much as possible. However, the extreme reduction of the N content requires application of a special dissolution method or the use of high-purity raw materials and impairs the economy. Therefore, the N content is 0.02% or less. The N content is preferably 0.015% or less.
Mo:0.50%未満
従来、Moは、マトリックスに固溶して、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元素として、Wと同等の作用を有する元素と考えられてきた。しかしながら、本発明者らの検討によって、前述した量のWとCrとを含む合金にMoが複合して含まれている場合には、長時間使用した際にσ相が析出することがあり、このため、クリープ破断強度、延性および靱性の低下をきたすことがあることが判明した。このため、Mo含有量は極力低くすることが望ましく、0.50%未満とする。なお、Mo含有量は0.20%未満に制限することがより好ましい。
Mo: Less than 0.50% Conventionally, Mo has been considered to be an element having a function equivalent to that of W as an element contributing to an improvement in creep rupture strength as a solid solution strengthening element by dissolving in a matrix. However, as a result of studies by the present inventors, when Mo is contained in a composite containing the above-mentioned amounts of W and Cr, a σ phase may precipitate when used for a long time, For this reason, it has been found that creep rupture strength, ductility and toughness may be reduced. For this reason, it is desirable to make Mo content as low as possible, and to be less than 0.50%. The Mo content is more preferably limited to less than 0.20%.
B:0.005%以下
Bは、B単体で粒界に、または炭窒化物中に存在し、高温での使用中における粒界強化による粒界すべり抑制および炭窒化物の微細分散析出促進によって、高温強度およびクリープ破断強度を向上させる作用を有する。しかしながら、B含有量が0.005%を超えると、溶接性が劣化する。したがって、B含有量は0.005%以下とする。
B: 0.005% or less B is present at grain boundaries or in carbonitrides as a simple substance of B, by suppressing grain boundary sliding and strengthening fine dispersion precipitation of carbonitrides by strengthening grain boundaries during use at high temperatures. , Has the effect of improving high temperature strength and creep rupture strength. However, when the B content exceeds 0.005%, the weldability deteriorates. Therefore, the B content is 0.005% or less.
Co:0〜20.0%
Coは、Niと同様にオーステナイト組織を安定にする作用を有するとともに、クリープ破断強度の向上にも寄与する元素であるので、前記の効果を得るためにCoを含有させてもよい。しかしながら、20.0%を超えてCoを含有させても上記の効果が飽和してコストが嵩むばかりであり、しかも、熱間加工性も低下する。したがって、Co含有量は20.0%以下とする。なお、Co含有量は15.0%以下とすることが好ましい。一方、前記したCoのオーステナイト組織を安定にする効果およびクリープ破断強度の向上効果を確実に得るためには、Co含有量を0.05%以上とすることが好ましく、0.5%以上とすることがより好ましい。
Co: 0 to 20.0%
Co is an element that stabilizes the austenite structure as well as Ni and contributes to the improvement of the creep rupture strength. Therefore, Co may be contained in order to obtain the above effect. However, even if Co is contained in excess of 20.0%, the above effects are saturated and the cost is increased, and hot workability is also lowered. Therefore, the Co content is 20.0% or less. The Co content is preferably 15.0% or less. On the other hand, in order to reliably obtain the effect of stabilizing the austenite structure of Co and the effect of improving the creep rupture strength, the Co content is preferably 0.05% or more, and more preferably 0.5% or more. It is more preferable.
本発明のオーステナイト系耐熱合金の化学組成において、残部はFeおよび不純物である。Feは5.0〜20.0%含まれることが好ましい。また、ここで「不純物」とは、合金を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。   In the chemical composition of the austenitic heat-resistant alloy of the present invention, the balance is Fe and impurities. Fe is preferably contained in an amount of 5.0 to 20.0%. In addition, “impurities” as used herein are components that are mixed due to various factors of raw materials such as ores and scraps and manufacturing processes when the alloy is industrially manufactured, and do not adversely affect the present invention. It means what is allowed.
本発明のオーステナイト系耐熱合金には、さらに、下記の<1>〜<3>のグループから選択される1以上のグループに属する1種以上の元素を含有させてもよい。
<1>Nb:1.0%以下、V:1.5%以下およびHf:1.0%以下
<2>Mg:0.050%以下、Ca:0.050%以下およびREM:0.50%以下
<3>Ta:8.0%以下、Re:8.0%以下、Ir:5.0%以下、Pd:5.0%以下、Pt:5.0%以下およびAg:5.0%以下
The austenitic heat-resistant alloy of the present invention may further contain one or more elements belonging to one or more groups selected from the following groups <1> to <3>.
<1> Nb: 1.0% or less, V: 1.5% or less, and Hf: 1.0% or less <2> Mg: 0.050% or less, Ca: 0.050% or less, and REM: 0.50 <3> Ta: 8.0% or less, Re: 8.0% or less, Ir: 5.0% or less, Pd: 5.0% or less, Pt: 5.0% or less, and Ag: 5.0 %Less than
<1>のグループの元素であるNb、VおよびHfは、いずれも高温強度およびクリープ破断強度を向上させる作用を有する。このため、より大きな高温強度およびクリープ破断強度を得たい場合には、これらの元素の1種以上を以下の範囲で積極的に含有させてもよい。   Nb, V, and Hf, which are elements of the group <1>, all have an effect of improving high temperature strength and creep rupture strength. For this reason, when it is desired to obtain a higher high-temperature strength and creep rupture strength, one or more of these elements may be positively contained in the following range.
Nb:1.0%以下
Nbは、炭窒化物を形成して高温強度およびクリープ破断強度を向上させるとともに結晶粒を微細化して延性を向上させる作用を有する。このため、これらの効果を得るためにNbを含有させてもよい。しかしながら、Nb含有量が1.0%を超えると、熱間加工性および靱性が低下する。したがって、含有させる場合のNbの量は1.0%以下とする。Nb含有量は0.9%以下とするのがより好ましい。一方、上記の効果を確実に得るためには、Nb含有量は0.05%以上とするのが好ましく、0.1%以上とするのがより好ましい。
Nb: 1.0% or less Nb has the effect of forming carbonitride to improve high temperature strength and creep rupture strength, and refine crystal grains to improve ductility. For this reason, in order to acquire these effects, you may contain Nb. However, when the Nb content exceeds 1.0%, hot workability and toughness are deteriorated. Therefore, the amount of Nb in the case of making it contain shall be 1.0% or less. The Nb content is more preferably 0.9% or less. On the other hand, in order to reliably obtain the above effect, the Nb content is preferably 0.05% or more, and more preferably 0.1% or more.
V:1.5%以下
Vは、炭窒化物を形成して高温強度およびクリープ破断強度を向上させる作用を有する。このため、これらの効果を得るためにVを含有させてもよい。しかしながら、V含有量が1.5%を超えると、耐高温腐食性が低下し、さらに脆化相の析出に起因した延性および靱性の劣化をきたす。したがって、含有させる場合のVの量は1.5%以下とする。V含有量は1.2%以下とするのがより好ましい。一方、上記の効果を確実に得るためには、V含有量は0.02%以上とするのが好ましく、0.04%以上とするのがより好ましい。
V: 1.5% or less V has an action of forming a carbonitride to improve high temperature strength and creep rupture strength. For this reason, in order to acquire these effects, you may contain V. However, when the V content exceeds 1.5%, the high temperature corrosion resistance is lowered, and further ductility and toughness are deteriorated due to precipitation of the embrittled phase. Therefore, when V is included, the amount of V is 1.5% or less. The V content is more preferably 1.2% or less. On the other hand, in order to surely obtain the above effect, the V content is preferably 0.02% or more, and more preferably 0.04% or more.
Hf:1.0%以下
Hfは、炭窒化物として析出強化に寄与し高温強度およびクリープ破断強度を向上させる作用を有するので、これらの効果を得るためにHfを含有させてもよい。しかしながら、Hf含有量が1.0%を超えると、加工性および溶接性が損なわれる。したがって、含有させる場合のHfの量は1.0%以下とする。Hf含有量は0.8%以下とするのがより好ましく、0.5%以下とするのがさらに好ましい。一方、上記の効果を確実に得るためには、Hf含有量は0.01%以上とするのが好ましく、0.02%以上とするのがより好ましい。
Hf: 1.0% or less Hf contributes to precipitation strengthening as a carbonitride and has an action of improving high temperature strength and creep rupture strength. Therefore, Hf may be contained in order to obtain these effects. However, if the Hf content exceeds 1.0%, workability and weldability are impaired. Therefore, the amount of Hf when contained is 1.0% or less. The Hf content is more preferably 0.8% or less, and further preferably 0.5% or less. On the other hand, in order to reliably obtain the above effect, the Hf content is preferably 0.01% or more, and more preferably 0.02% or more.
上記のNb、VおよびHfの合計含有量は3.5%以下であってもよいが、2.7%以下であることがより好ましい。   The total content of Nb, V, and Hf may be 3.5% or less, but is more preferably 2.7% or less.
<2>のグループの元素であるMg、CaおよびREMは、いずれもSを硫化物として固定して熱間加工性を向上させる作用を有する。このため、より良好な熱間加工性を得たい場合には、これらの元素の1種以上を以下の範囲で積極的に含有させてもよい。   The elements <2>, Mg, Ca, and REM, all have the effect of fixing S as sulfides to improve hot workability. For this reason, in order to obtain better hot workability, one or more of these elements may be positively contained in the following range.
Mg:0.050%以下
Mgは、合金中に不可避的に含有されるSを硫化物として固定して熱間加工性を改善する作用を有するので、この効果を得るためにMgを含有させてもよい。しかしながら、Mg含有量が0.050%を超えると、清浄性が低下し、かえって熱間加工性および延性が損なわれる。したがって、含有させる場合のMgの量は0.050%以下とする。Mg含有量は0.020%以下とするのがより好ましく、0.010%以下とするのがさらに好ましい。一方、上記の効果を確実に得るためには、Mg含有量は0.0005%以上とするのが好ましく、0.001%以上とするのがより好ましい。
Mg: 0.050% or less Mg has an action of fixing S inevitably contained in the alloy as a sulfide to improve hot workability. Therefore, Mg is added to obtain this effect. Also good. However, when the Mg content exceeds 0.050%, cleanliness is lowered, and hot workability and ductility are deteriorated. Therefore, the amount of Mg when contained is 0.050% or less. The Mg content is more preferably 0.020% or less, and further preferably 0.010% or less. On the other hand, in order to reliably obtain the above effect, the Mg content is preferably 0.0005% or more, and more preferably 0.001% or more.
Ca:0.050%以下
Caは、熱間加工性を阻害するSを硫化物として固定して熱間加工性を改善する作用を有するので、この効果を得るためにCaを含有させてもよい。しかしながら、Ca含有量が0.050%を超えると、清浄性が低下し、かえって熱間加工性および延性が損なわれる。したがって、含有させる場合のCaの量は0.050%以下とする。Ca含有量は0.020%以下とするのがより好ましく、0.010%以下とするのがさらに好ましい。一方、上記の効果を確実に得るためには、Ca含有量は0.0005%以上とするのが好ましく、0.001%以上とするのがより好ましい。
Ca: 0.050% or less Ca has an action of fixing S, which inhibits hot workability, as a sulfide to improve hot workability. Therefore, Ca may be contained in order to obtain this effect. . However, when the Ca content exceeds 0.050%, cleanliness is deteriorated, and hot workability and ductility are impaired. Therefore, the Ca content when contained is 0.050% or less. The Ca content is more preferably 0.020% or less, and further preferably 0.010% or less. On the other hand, in order to surely obtain the above effect, the Ca content is preferably 0.0005% or more, and more preferably 0.001% or more.
REM:0.50%以下
REMは、Sを硫化物として固定して熱間加工性を改善する作用を有する。また、REMには、鋼表面のCr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作用、さらには、粒界強化に寄与して、クリープ破断強度およびクリープ破断延性を向上させる作用もある。しかしながら、REM含有量が0.50%を超えると、酸化物などの介在物が多くなり加工性および溶接性が損なわれる。したがって、含有させる場合のREMの量は0.50%以下とする。REM含有量は0.30%以下とするのがより好ましく、0.15%以下とするのがさらに好ましい。一方、上記の効果を確実に得るためには、REM含有量は0.0005%以上とするのが好ましく、0.001%以上とするのがより好ましく、0.002%以上とするのがさらに好ましい。
REM: 0.50% or less REM has an effect of fixing S as sulfide to improve hot workability. REM also improves the adhesion of the Cr 2 O 3 protective coating on the steel surface, in particular, improves the oxidation resistance during repeated oxidation, and further contributes to the strengthening of grain boundaries. It also has the effect of improving creep rupture ductility. However, when the REM content exceeds 0.50%, inclusions such as oxides increase and workability and weldability are impaired. Therefore, the amount of REM when contained is 0.50% or less. The REM content is more preferably 0.30% or less, and further preferably 0.15% or less. On the other hand, in order to reliably obtain the above effect, the REM content is preferably 0.0005% or more, more preferably 0.001% or more, and further preferably 0.002% or more. preferable.
なお、REMは、Sc、Yおよびランタノイドの合計17元素を指し、前記REMの含有量はこれらの元素の合計含有量を意味する。   REM refers to a total of 17 elements of Sc, Y and lanthanoid, and the content of REM means the total content of these elements.
上記のMg、CaおよびREMの合計含有量は0.6%以下であってもよいが、0.4%以下であることがより好ましく、0.2%以下であることがさらに好ましい。   The total content of Mg, Ca and REM may be 0.6% or less, more preferably 0.4% or less, and still more preferably 0.2% or less.
<3>のグループの元素であるTa、Re、Ir、Pd、PtおよびAgは、いずれもマトリックスであるオーステナイトに固溶して固溶強化作用を有する。このため、固溶強化作用よって、一層高い高温強度およびクリープ破断強度を得たい場合には、これらの元素の1種以上を以下の範囲で積極的に含有させてもよい。   Ta, Re, Ir, Pd, Pt, and Ag, which are elements of the group <3>, all have a solid solution strengthening action by being dissolved in austenite as a matrix. For this reason, when it is desired to obtain higher high-temperature strength and creep rupture strength by the solid solution strengthening action, one or more of these elements may be positively contained in the following range.
Ta:8.0%以下
Taは、マトリックスであるオーステナイトに固溶するとともに、炭窒化物を形成して、高温強度およびクリープ破断強度を向上させる作用を有する。このため、これらの効果を得るためにTaを含有させてもよい。しかしながら、Ta含有量が8.0%を超えると、加工性および機械的性質が損なわれる。したがって、含有させる場合のTaの量は8.0%以下とする。Ta含有量は7.0%以下とするのがより好ましく、6.0%以下とするのがさらに好ましい。一方、上記の効果を確実に得るためには、Ta含有量は0.01%以上とするのが好ましく、0.1%以上とするのがより好ましく、0.5%以上とするのがさらに好ましい。
Ta: 8.0% or less Ta has an effect of improving high temperature strength and creep rupture strength by forming a solid solution in austenite as a matrix and forming carbonitride. For this reason, in order to acquire these effects, you may contain Ta. However, if the Ta content exceeds 8.0%, workability and mechanical properties are impaired. Therefore, when Ta is included, the amount of Ta is set to 8.0% or less. The Ta content is more preferably 7.0% or less, and even more preferably 6.0% or less. On the other hand, in order to surely obtain the above effect, the Ta content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.1% or more, and further preferably 0.5% or more. preferable.
Re:8.0%以下
Reは、マトリックスであるオーステナイトに固溶して、高温強度およびクリープ破断強度を向上させる作用を有するので、これらの効果を得るためにReを含有させてもよい。しかしながら、Re含有量が8.0%を超えると、加工性および機械的性質が損なわれる。したがって、含有させる場合のReの量は8.0%以下とする。Re含有量は7.0%以下とするのがより好ましく、6.0%以下とするのがさらに好ましい。一方、上記の効果を確実に得るためには、Re含有量は0.01%以上とするのが好ましく、0.1%以上とするのがより好ましく、0.5%以上とするのがさらに好ましい。
Re: 8.0% or less Re has a function of improving the high-temperature strength and creep rupture strength by being dissolved in austenite as a matrix, so that Re may be contained in order to obtain these effects. However, if the Re content exceeds 8.0%, workability and mechanical properties are impaired. Therefore, the amount of Re when contained is 8.0% or less. The Re content is more preferably 7.0% or less, and even more preferably 6.0% or less. On the other hand, in order to reliably obtain the above effect, the Re content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.1% or more, and further preferably 0.5% or more. preferable.
Ir:5.0%以下
Irは、マトリックスであるオーステナイトに固溶するとともに、含有量に応じて一部は微細な金属間化合物を形成して、高温強度およびクリープ破断強度を向上させる作用を有する。このため、これらの効果を得るためにIrを含有させてもよい。しかしながら、Ir含有量が5.0%を超えると、加工性および機械的性質が損なわれる。したがって、含有させる場合のIrの量は5.0%以下とする。Ir含有量は4.0%以下とするのがより好ましく、3.0%以下とするのがさらに好ましい。一方、上記の効果を確実に得るためには、Ir含有量は0.01%以上とするのが好ましく、0.05%以上とするのがより好ましく、0.1%以上とするのがさらに好ましい。
Ir: 5.0% or less Ir dissolves in austenite as a matrix, and partly forms a fine intermetallic compound depending on the content, thereby improving the high temperature strength and creep rupture strength. . For this reason, Ir may be included in order to obtain these effects. However, if the Ir content exceeds 5.0%, workability and mechanical properties are impaired. Therefore, the amount of Ir when contained is 5.0% or less. The Ir content is more preferably 4.0% or less, and even more preferably 3.0% or less. On the other hand, in order to surely obtain the above effect, the Ir content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.05% or more, and further preferably 0.1% or more. preferable.
Pd:5.0%以下
Pdは、マトリックスであるオーステナイトに固溶するとともに、含有量に応じて一部は微細な金属間化合物を形成して、高温強度およびクリープ破断強度を向上させる作用を有する。このため、これらの効果を得るためにPdを含有させてもよい。しかしながら、Pd含有量が5.0%を超えると、加工性および機械的性質が損なわれる。したがって、含有させる場合のPdの量は5.0%以下とする。Pd含有量は4.0%以下とするのがより好ましく、3.0%以下とするのがさらに好ましい。一方、上記の効果を確実に得るためには、Pd含有量は0.01%以上とするのが好ましく、0.05%以上とするのがより好ましく、0.1%以上とするのがさらに好ましい。
Pd: 5.0% or less Pd has a function of improving the high temperature strength and creep rupture strength by forming a solid intermetallic compound in accordance with the content of the solid solution in the matrix austenite. . For this reason, in order to acquire these effects, you may contain Pd. However, if the Pd content exceeds 5.0%, workability and mechanical properties are impaired. Therefore, the amount of Pd in the case of making it contain shall be 5.0% or less. The Pd content is more preferably 4.0% or less, and even more preferably 3.0% or less. On the other hand, in order to reliably obtain the above effects, the Pd content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.05% or more, and further preferably 0.1% or more. preferable.
Pt:5.0%以下
Ptも、マトリックスであるオーステナイトに固溶するとともに、含有量に応じて一部は微細な金属間化合物を形成して、高温強度およびクリープ破断強度を向上させる作用を有するので、これらの効果を得るためにPtを含有させてもよい。しかしながら、Pt含有量が5.0%を超えると、加工性および機械的性質が損なわれる。したがって、含有させる場合のPtの量は5.0%以下とする。Pt含有量は4.0%以下とするのがより好ましく、3.0%以下とするのがさらに好ましい。一方、上記の効果を確実に得るためには、Pt含有量は0.01%以上とするのが好ましく、0.05%以上とするのがより好ましく、0.1%以上とするのがさらに好ましい。
Pt: 5.0% or less Pt also has a function of improving high temperature strength and creep rupture strength by forming a fine intermetallic compound in accordance with the content of solid solution in austenite which is a matrix. Therefore, Pt may be contained in order to obtain these effects. However, if the Pt content exceeds 5.0%, workability and mechanical properties are impaired. Therefore, the amount of Pt when contained is 5.0% or less. The Pt content is more preferably 4.0% or less, and even more preferably 3.0% or less. On the other hand, in order to reliably obtain the above effect, the Pt content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.05% or more, and further preferably 0.1% or more. preferable.
Ag:5.0%以下
Agは、マトリックスであるオーステナイトに固溶するとともに、含有量に応じて一部は微細な金属間化合物を形成して、高温強度およびクリープ破断強度を向上させる作用を有する。このため、これらの効果を得るためにAgを含有させてもよい。しかしながら、Agの含有量が5.0%を超えると、加工性および機械的性質が損なわれる。したがって、含有させる場合のAgの量は5.0%以下とする。Ag含有量は4.0%以下とするのがより好ましく、3.0%以下とするのがさらに好ましい。一方、上記の効果を確実に得るためには、Ag含有量は0.01%以上とするのが好ましく、0.05%以上とするのがより好ましく、0.1%以上とするのがさらに好ましい。
Ag: 5.0% or less Ag dissolves in austenite as a matrix, and partly forms a fine intermetallic compound depending on the content, thereby improving the high temperature strength and creep rupture strength. . For this reason, in order to acquire these effects, you may contain Ag. However, if the Ag content exceeds 5.0%, the workability and mechanical properties are impaired. Therefore, the amount of Ag when contained is 5.0% or less. The Ag content is more preferably 4.0% or less, and even more preferably 3.0% or less. On the other hand, in order to surely obtain the above effect, the Ag content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.05% or more, and further preferably 0.1% or more. preferable.
上記のTa、Re、Ir、Pd、PtおよびAgはの合計含有量は10.0%以下であるのが好ましく、5.0%以下であるのがより好ましい。   The total content of Ta, Re, Ir, Pd, Pt, and Ag is preferably 10.0% or less, and more preferably 5.0% or less.
2.結晶粒度
外面部におけるオーステナイト結晶粒度番号:−2.0〜4.0
外面部におけるオーステナイト結晶粒度が粗すぎると、常温での0.2%耐力および引張強さが低くなり、一方、細かすぎると、高温における高いクリープ破断強度を保持することができなくなる。したがって、外面部におけるオーステナイト結晶粒度番号は−2.0〜4.0とする。なお、オーステナイト系耐熱合金部材の製造工程において、熱間加工後の熱処理温度および保持時間ならびに冷却方法を適切に調整することで、最終熱処理後の外面部の結晶粒度番号を上記の範囲とすることができる。
2. Crystal grain size Austenite grain size number in outer surface: -2.0 to 4.0
If the austenite grain size in the outer surface portion is too coarse, the 0.2% proof stress and tensile strength at room temperature will be low, while if too fine, it will not be possible to maintain high creep rupture strength at high temperatures. Therefore, the austenite grain size number in the outer surface portion is set to -2.0 to 4.0. In addition, in the manufacturing process of the austenitic heat-resistant alloy member, the grain size number of the outer surface part after the final heat treatment should be within the above range by appropriately adjusting the heat treatment temperature and holding time after hot working and the cooling method. Can do.
3.寸法
中心部から外面部までの長さ:40mm以上
上述のように、大型の構造部材では、常温における0.2%耐力および引張強さが低くなることに加えて、部位によってクリープ破断強度のばらつきが生じるという問題もある。しかしながら、本発明に係るオーステナイト系耐熱合金部材は、大型の構造部材として十分な常温での0.2%耐力および引張強さ、ならびに、高温でのクリープ破断強度を発現する。すなわち、本発明の効果は、厚肉の合金部材に対して顕著に発揮される。したがって、本発明のオーステナイト系耐熱合金部材においては、長手方向と垂直な断面において、中心部から外面部までの長さを40mm以上とする。
3. Dimensions Length from the center to the outer surface: 40 mm or more As described above, in large structural members, the 0.2% proof stress and tensile strength at room temperature are low, and the creep rupture strength varies depending on the site. There is also a problem that occurs. However, the austenitic heat-resistant alloy member according to the present invention exhibits 0.2% proof stress and tensile strength at room temperature, which is sufficient as a large structural member, and creep rupture strength at high temperature. That is, the effect of the present invention is remarkably exhibited for a thick alloy member. Therefore, in the austenitic heat-resistant alloy member of the present invention, the length from the center portion to the outer surface portion is set to 40 mm or more in the cross section perpendicular to the longitudinal direction.
なお、本発明に係る合金部材は、鋼塊または連続鋳造等によって得られた鋳片に、熱間鍛造または熱間圧延等の熱間加工が施されたものである。そして、合金部材の長手方向とは、鋼塊を用いる場合は、鋼塊のトップ部とボトム部とを結ぶ方向を指し、鋳片を用いる場合は、長さ方向を指す。   The alloy member according to the present invention is obtained by subjecting a slab obtained by steel ingot or continuous casting to hot working such as hot forging or hot rolling. And the longitudinal direction of an alloy member refers to the direction which connects the top part and bottom part of a steel ingot, when using a steel ingot, and when using a slab, it refers to the length direction.
4.抽出残渣分析によって得られるCr析出量
CrPB/CrPS≦10.0 ・・・(i)
但し、(i)式中の各記号の意味は以下のとおりである。
CrPB:中心部において抽出残渣分析によって得られるCr析出量
CrPS:外面部において抽出残渣分析によって得られるCr析出量
合金部材の製造工程において、熱間加工後の熱処理を施した後の結晶粒界または粒内には未固溶のCrの析出物(主として、炭化物)が生じる。特に、合金部材の中心部では外面部と比べて冷却速度が遅くなるため、析出物の量が増す傾向にある。そのため、合金部材の外面部に対して中心部でのCr析出量が多くなり、CrPB/CrPSの値が10.0を超えると高温における高いクリープ破断強度を保持することができなくなる。一方、CrPB/CrPSの下限値は定める必要はないが、中心部が外面部よりも析出物の量が増す傾向にあることから1.0以上とすることが好ましい。
4). Cr precipitation amount obtained by extraction residue analysis Cr PB / Cr PS ≦ 10.0 (i)
However, the meaning of each symbol in the formula (i) is as follows.
Cr PB : Cr precipitation amount obtained by extraction residue analysis in the central portion Cr PS : Cr precipitation amount obtained by extraction residue analysis in the outer surface portion Crystal grains after heat treatment after hot working in the manufacturing process of the alloy member Undissolved Cr precipitates (mainly carbides) are formed in the boundaries or grains. In particular, since the cooling rate is slower at the center of the alloy member than at the outer surface, the amount of precipitates tends to increase. For this reason, the amount of Cr deposited at the center portion increases with respect to the outer surface portion of the alloy member, and if the value of Cr PB / Cr PS exceeds 10.0, it becomes impossible to maintain high creep rupture strength at high temperatures. On the other hand, the lower limit of Cr PB / Cr PS does not need to be determined, but is preferably set to 1.0 or more because the central portion tends to increase the amount of precipitates more than the outer surface portion.
なお、抽出残渣分析によって得られるCr析出量は、合金部材中に未固溶のCr析出物として含まれるCrの含有量(質量%)をいい、上記合金部材を電解して抽出残渣を得て、この抽出残渣を定量分析することにより求めることができる。また、合金部材の中心部と外面部とのそれぞれにおいて、Cr析出量を測定することによって、CrPB/CrPSの値を求める。 The Cr precipitation amount obtained by the extraction residue analysis refers to the content (% by mass) of Cr contained as an undissolved Cr precipitate in the alloy member, and the alloy member is electrolyzed to obtain the extraction residue. This extraction residue can be obtained by quantitative analysis. Further, in each of the central portion and the outer surface portion of the alloy member, by measuring the Cr deposition amount, determines the value of Cr PB / Cr PS.
5.機械的性質
YS/YS≦1.5 ・・・(ii)
TS/TS≦1.2 ・・・(iii)
但し、上記式中の各記号の意味は以下のとおりである。
YS:中心部における0.2%耐力
YS:外面部における0.2%耐力
TS:中心部における引張強さ
TS:外面部における引張強さ
大型の構造部材では、熱処理時の冷却速度が部位により異なることに起因して、部位ごとの機械的性質に大きなばらつきが生じる傾向にある。大型構造部材において、その中心部と外面部とで、常温での0.2%耐力および引張強さが大きく異なると、部位によって仕様を満たさないという問題が生じる。したがって、本発明に係るオーステナイト系耐熱合金部材は、常温での機械的特性が上記の(ii)式および(iii)式を満足するものとする。なお、それぞれ下限値は定める必要はないが、中心部の機械特性の方が外面部の機械特性よりも劣る傾向にあることから、(ii)式および(iii)式ともに1.0以上とすることが好ましい。
5). Mechanical properties YS S / YS B ≦ 1.5 (ii)
TS S / TS B ≦ 1.2 (iii)
However, the meaning of each symbol in the above formula is as follows.
YS B : 0.2% yield strength at the center YS S : 0.2% yield strength at the outer surface TS B : Tensile strength at the center TS S : Tensile strength at the outer surface Cooling during heat treatment for large structural members Due to the fact that the speed varies from site to site, the mechanical properties of each site tend to vary greatly. In a large-sized structural member, when the 0.2% proof stress and tensile strength at normal temperature are greatly different between the central portion and the outer surface portion, there is a problem that the specification is not satisfied depending on the part. Therefore, the austenitic heat-resistant alloy member according to the present invention is such that the mechanical properties at room temperature satisfy the above formulas (ii) and (iii). In addition, although it is not necessary to set a lower limit for each, since the mechanical properties of the central portion tend to be inferior to the mechanical properties of the outer surface portion, both formulas (ii) and (iii) are set to 1.0 or more. It is preferable.
6.クリープ破断強度
本発明のオーステナイト系耐熱合金部材は、高温環境下で使用するため、高い高温強度、特に、高いクリープ破断強度が求められる。そのため、本発明の合金部材は、その中心部において、長手方向の700℃における10,000時間クリープ破断強度が130MPa以上である必要がある。
6). Creep rupture strength Since the austenitic heat-resistant alloy member of the present invention is used in a high temperature environment, it requires high high temperature strength, particularly high creep rupture strength. Therefore, the alloy member of the present invention needs to have a 10,000 hour creep rupture strength of 130 MPa or more at 700 ° C. in the longitudinal direction at the center.
7.製造方法
本発明のオーステナイト系耐熱合金部材は、上述の化学組成を有する鋼塊または鋳片に、熱間加工を施すことによって製造される。なお、上記の熱間加工工程においては、合金部材の最終形状における長手方向が、素材となる鋼塊または鋳片の長手方向と一致するように処理が施される。熱間加工は、長手方向のみに行ってもよいが、より高い加工度を与えて、より均質な組織とするため、上記長手方向と略垂直な方向に対して、熱間加工を1回以上施してもよい。また、当該熱間加工の後に、必要に応じて熱間押出等の異なる方法の熱間加工をさらに施してもよい。
7). Manufacturing method The austenitic heat-resistant alloy member of the present invention is manufactured by subjecting a steel ingot or slab having the above-described chemical composition to hot working. In the hot working step described above, the processing is performed so that the longitudinal direction of the final shape of the alloy member coincides with the longitudinal direction of the steel ingot or slab as the raw material. Although the hot working may be performed only in the longitudinal direction, the hot working is performed once or more in the direction substantially perpendicular to the longitudinal direction in order to provide a higher degree of working and a more homogeneous structure. You may give it. Moreover, you may further give hot processing of different methods, such as hot extrusion, as needed after the said hot processing.
本発明のオーステナイト系耐熱合金部材を製造するに際しては、上記の工程の後、部位ごとの金属組織および機械的性質のばらつきを抑制し、高いクリープ破断強度を保持するために、以下に説明する最終熱処理を施す。   In producing the austenitic heat-resistant alloy member of the present invention, after the above-mentioned steps, in order to suppress the variation of the metal structure and mechanical properties for each part and maintain high creep rupture strength, the final described below Apply heat treatment.
まず、熱間加工後の合金部材を、1100〜1250℃の範囲の熱処理温度T(℃)まで加熱し、その範囲内において、1150D/T〜1500D/T(min)保持する。ここで、Dは、例えば、合金部材が円柱状である場合、合金部材の直径(mm)となり、四角柱状である場合、対角の距離(mm)となる。すなわちDは、合金部材の長手方向と垂直な断面における、当該断面の外縁上の任意の点と該外縁上の他の任意の点との直線距離の最大値(mm)である。   First, the hot-worked alloy member is heated to a heat treatment temperature T (° C.) in the range of 1100 to 1250 ° C., and within that range, 1150 D / T to 1500 D / T (min) is maintained. Here, for example, D is a diameter (mm) of the alloy member when the alloy member is cylindrical, and is a diagonal distance (mm) when the alloy member is square columnar. That is, D is the maximum value (mm) of the linear distance between an arbitrary point on the outer edge of the cross section and another arbitrary point on the outer edge in a cross section perpendicular to the longitudinal direction of the alloy member.
上記の熱処理温度が1100℃未満であると、未固溶のクロム炭化物等が増大しクリープ破断強度が低下する。一方、1250℃を超えると、粒界が溶融したり著しく結晶粒が粗大化したりすることによって延性が低下し、クリープ破断強度も低下する。熱処理温度は1150℃以上とするのがより望ましく、1230℃以下とするのがより望ましい。また、上記保持時間が1150D/T(min)未満では、中心部の未固溶クロム炭化物が増大しCrPB/CrPSが本発明で規定する範囲外となる。一方、1500D/T(min)を超えると外面部の結晶粒が粗大化し、オーステナイト結晶粒度番号が本発明で規定する範囲外となる。 When the heat treatment temperature is lower than 1100 ° C., undissolved chromium carbide and the like increase, and the creep rupture strength decreases. On the other hand, when the temperature exceeds 1250 ° C., the grain boundaries are melted or the crystal grains are remarkably coarsened, whereby the ductility is lowered and the creep rupture strength is also lowered. The heat treatment temperature is more preferably 1150 ° C. or higher, and more preferably 1230 ° C. or lower. Further, if the holding time is less than 1150 D / T (min), undissolved chromium carbide in the center portion increases, and Cr PB / Cr PS falls outside the range defined in the present invention. On the other hand, if it exceeds 1500 D / T (min), the crystal grains in the outer surface portion become coarse, and the austenite grain size number falls outside the range specified in the present invention.
加熱保持後は、合金部材を直ちに水冷する。冷却速度が遅くなると、特に合金部材の中心部において結晶粒界または粒内に未固溶Cr析出物が多量に生じ、上記の(i)式を満足しなくなるおそれがあるためである。   After the heating and holding, the alloy member is immediately cooled with water. This is because if the cooling rate is slow, a large amount of undissolved Cr precipitates are produced in the grain boundaries or in the grains, particularly in the center of the alloy member, and the above formula (i) may not be satisfied.
以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。   EXAMPLES Hereinafter, although an Example demonstrates this invention more concretely, this invention is not limited to these Examples.
表1に示す化学組成を有する合金を高周波真空溶解炉で溶製し、外径が550mm、重量が3tの鋼塊とした。   An alloy having the chemical composition shown in Table 1 was melted in a high frequency vacuum melting furnace to form a steel ingot having an outer diameter of 550 mm and a weight of 3 t.
得られた鋼塊を、熱間鍛造によって外径200〜480mmの円柱状に加工し、表2に示す条件で最終熱処理を施し、合金部材試料を得た。なお、合金1、2および4については長手方向の熱間鍛造の後、最終熱処理の前に、長手方向と略垂直な方向に鍛造を行い、その後さらに長手方向に最終の熱間鍛造を行った。   The obtained steel ingot was processed into a cylindrical shape having an outer diameter of 200 to 480 mm by hot forging, and subjected to final heat treatment under the conditions shown in Table 2 to obtain an alloy member sample. For alloys 1, 2 and 4, forging in the direction substantially perpendicular to the longitudinal direction was performed after hot forging in the longitudinal direction and before the final heat treatment, and then final hot forging was further performed in the longitudinal direction. .
各試料について、外面部から組織観察用の試験片を採取し、長手方向の断面をエメリーペーパーとバフで研磨後、混酸で腐食して光学顕微鏡観察を行った。観察面の結晶粒度番号はJIS G 0551(2013)に規定される交差線分(粒径)による判定方法に従って求めた。   About each sample, the test piece for structure | tissue observation was extract | collected from the outer surface part, the cross section of the longitudinal direction was grind | polished with the emery paper and the buff, it corroded with the mixed acid, and the optical microscope observation was performed. The crystal grain size number on the observation surface was determined according to the determination method based on the intersection line segment (grain size) defined in JIS G 0551 (2013).
次に、各試料の長手方向と垂直な断面における中心部および外面部から、Cr析出物を測定するための試験片を採取した。上記の試験片の表面積を求めた上でそれぞれ10%アセチルアセトン−1%テトラメチルアンモニウムクロライド−メタノール溶液中で20mA/cmの電解条件で合金部材の母材のみを完全に電解して析出物を残渣として抽出し、この抽出残渣を定量分析することによって未固溶のCr析出物として含まれるCrの含有量(質量%)を測定し、その測定値に基づきCrPB/CrPSの値を求めた。 Next, a test piece for measuring Cr precipitates was collected from the center portion and the outer surface portion in the cross section perpendicular to the longitudinal direction of each sample. After determining the surface area of the test piece, only the base material of the alloy member was completely electrolyzed in an electrolytic condition of 20 mA / cm 2 in a 10% acetylacetone-1% tetramethylammonium chloride-methanol solution. By extracting the residue as a residue and quantitatively analyzing the extracted residue, the content (% by mass) of Cr contained as an undissolved Cr precipitate is measured, and the value of Cr PB / Cr PS is obtained based on the measured value. It was.
また、各試料の中心部および外面部から、長手方向に平行に、平行部の長さが40mmの引張試験片を機械加工により切り出し、室温において引張試験を実施し、0.2%耐力および引張強さを求めた。さらに、各試料の中心部から、長手方向に平行に、平行部の長さが30mmのクリープ破断試験片を機械加工により切り出した。そして、700℃、750℃、800℃の大気中においてクリープ破断試験を実施し、Larson-Millerパラメータ法を用いて700℃、10,000時間のクリープ破断強度を求めた。   In addition, a tensile test piece having a parallel part length of 40 mm was cut out by machining from the center part and the outer surface part of each sample, and a tensile test was performed at room temperature. I asked for strength. Further, a creep rupture test piece having a parallel part length of 30 mm was cut out from the center part of each sample in parallel with the longitudinal direction by machining. And the creep rupture test was implemented in 700 degreeC, 750 degreeC, and 800 degreeC air | atmosphere, The 700 degreeC creep rupture strength was calculated | required using the Larson-Miller parameter method.
それらの結果を表3にまとめて示す。   The results are summarized in Table 3.
合金AおよびBは、合金1と化学組成がほぼ同等であり、熱間鍛造によって同一の最終形状としたものである。しかしながら、熱処理時の保持時間が本発明で規定する製造条件の範囲外である。そのことに起因にして、合金Aについては外面部の結晶粒度番号が本発明の規定範囲外となり、YS/YSおよびTS/TSの値が本発明の規定範囲外となっており部位により機械特性のばらつきが大きくなる結果となった。また、合金BについてはCrPB/CrPSが高く本発明の規定範囲外であるためにクリープ破断強度も本発明の規定範囲外となっており、合金1と比較して著しく低い結果となった。 Alloys A and B have substantially the same chemical composition as alloy 1 and have the same final shape by hot forging. However, the holding time at the time of heat treatment is outside the range of manufacturing conditions defined in the present invention. As a result, the grain size number of the outer surface portion of alloy A is outside the specified range of the present invention, and the values of YS S / YS B and TS S / TS B are out of the specified range of the present invention. As a result, the variation in mechanical properties increased depending on the part. Further, since the alloy B has a high Cr PB / Cr PS and is outside the specified range of the present invention, the creep rupture strength is also out of the specified range of the present invention. .
合金C、DおよびEは、合金2と化学組成がほぼ同等であり、熱間鍛造によって同一の最終形状としたものである。合金Cは熱処理温度が本発明の規定範囲より低いために、外面部の結晶粒度番号とCrPB/CrPSの値とが本発明で規定する範囲外となっており、合金2と比較してクリープ破断強度が著しく低い結果となった。合金Dは熱処理温度が本発明の規定範囲より高いために、外面部の結晶粒度番号と、YS/YSおよびTS/TSの値とが本発明の規定範囲外となっており、合金2と比較してクリープ破断強度が著しく低い結果となった。また、合金Eは最終熱処理時の冷却方法が水冷ではなく空冷であり、冷却速度が著しく遅かったことに起因して、CrPB/CrPSの値が本発明の規定範囲外となり、その結果、合金2と比較してクリープ破断強度が著しく低くなった。一方、本発明の規定を全て満足する合金1〜4は、機械特性のばらつきも小さく、クリープ破断強度も良好であった。 Alloys C, D, and E have substantially the same chemical composition as alloy 2 and have the same final shape by hot forging. Since the heat treatment temperature of Alloy C is lower than the specified range of the present invention, the grain size number of the outer surface portion and the value of Cr PB / Cr PS are outside the range specified by the present invention. The creep rupture strength was extremely low. Since the heat treatment temperature of the alloy D is higher than the specified range of the present invention, the crystal grain size number of the outer surface portion and the values of YS S / YS B and TS S / TS B are outside the specified range of the present invention. Compared to Alloy 2, the creep rupture strength was remarkably low. In addition, the cooling method at the time of the final heat treatment of the alloy E is not water cooling but air cooling, and because the cooling rate is extremely slow, the value of Cr PB / Cr PS is outside the specified range of the present invention. Compared to Alloy 2, the creep rupture strength was significantly lower. On the other hand, Alloys 1 to 4 satisfying all the provisions of the present invention had small variations in mechanical properties and good creep rupture strength.
本発明のオーステナイト系耐熱合金部材は、部位による機械的性質のばらつきが少なく、また、高温でのクリープ破断強度に優れる。そのため、本発明のオーステナイト系耐熱合金部材は、高温環境下で使用されるボイラおよび化学プラント等の大型構造部材として好適に用いることができる。

The austenitic heat-resistant alloy member of the present invention has little variation in mechanical properties depending on the part, and is excellent in creep rupture strength at high temperatures. Therefore, the austenitic heat-resistant alloy member of the present invention can be suitably used as a large structural member such as a boiler and a chemical plant used in a high temperature environment.

Claims (4)

  1. 質量%で、
    C:0.02%を超えて0.15%以下、
    Si:2.0%以下、
    Mn:3.0%以下、
    P:0.030%以下、
    S:0.010%以下、
    Cr:28.0〜38.0%、
    Ni:40.0%を超えて60.0%以下、
    W:3.0%を超えて15.0%以下、
    Ti:0.05〜1.0%、
    Zr:0.005〜0.2%、
    Al:0.01〜0.3%、
    N:0.02%以下、
    Mo:0.50%未満、
    B:0.005%以下、
    Co:0〜20.0%、
    残部:Feおよび不純物
    である化学組成を有する鋼塊または鋳片に、熱間加工が施された合金部材であって、
    前記合金部材の長手方向と垂直な断面において、中心部から外面部までの長さが40mm以上であり、
    前記外面部におけるオーステナイト結晶粒度番号が−2.0〜4.0であり、
    抽出残渣分析によって得られるCr析出量が下記(i)式を満足し、
    常温での機械的特性が下記(ii)式および(iii)式を満足し、
    前記中心部における前記長手方向の700℃における10,000時間クリープ破断強度が130MPa以上である、オーステナイト系耐熱合金部材。
    CrPB/CrPS≦10.0 ・・・(i)
    YS/YS≦1.5 ・・・(ii)
    TS/TS≦1.2 ・・・(iii)
    但し、上記式中の各記号の意味は以下のとおりである。
    CrPB:中心部において抽出残渣分析によって得られるCr析出量
    CrPS:外面部において抽出残渣分析によって得られるCr析出量
    YS:中心部における0.2%耐力
    YS:外面部における0.2%耐力
    TS:中心部における引張強さ
    TS:外面部における引張強さ
    % By mass
    C: more than 0.02% and 0.15% or less,
    Si: 2.0% or less,
    Mn: 3.0% or less,
    P: 0.030% or less,
    S: 0.010% or less,
    Cr: 28.0 to 38.0%,
    Ni: more than 40.0% and 60.0% or less,
    W: more than 3.0% and 15.0% or less,
    Ti: 0.05 to 1.0%,
    Zr: 0.005 to 0.2%,
    Al: 0.01 to 0.3%,
    N: 0.02% or less,
    Mo: less than 0.50%,
    B: 0.005% or less,
    Co: 0 to 20.0%,
    The remainder: an alloy member obtained by hot working a steel ingot or slab having a chemical composition that is Fe and impurities,
    In the cross section perpendicular to the longitudinal direction of the alloy member, the length from the center portion to the outer surface portion is 40 mm or more,
    The austenite grain size number in the outer surface portion is -2.0 to 4.0,
    Cr precipitation amount obtained by extraction residue analysis satisfies the following formula (i),
    Mechanical properties at room temperature satisfy the following formulas (ii) and (iii)
    An austenitic heat-resistant alloy member having a creep rupture strength of 10,000 MPa or more at 700 ° C. in the longitudinal direction in the central portion is 130 MPa or more.
    Cr PB / Cr PS ≦ 10.0 (i)
    YS S / YS B ≦ 1.5 (ii)
    TS S / TS B ≦ 1.2 (iii)
    However, the meaning of each symbol in the above formula is as follows.
    Cr PB : Cr precipitation amount obtained by extraction residue analysis in the central portion Cr PS : Cr precipitation amount obtained by extraction residue analysis in the outer surface portion YS B : 0.2% proof stress in the central portion YS S : 0.2 in the outer surface portion % Yield strength TS B : Tensile strength at the center TS S : Tensile strength at the outer surface
  2. 前記鋼塊または鋳片の化学組成が、質量%で、さらに下記の<1>〜<3>のグループから選択される1以上のグループに属する1種以上の元素を含有する、請求項1に記載のオーステナイト系耐熱合金。
    <1>Nb:1.0%以下、V:1.5%以下およびHf:1.0%以下
    <2>Mg:0.050%以下、Ca:0.050%以下およびREM:0.50%以下
    <3>Ta:8.0%以下、Re:8.0%以下、Ir:5.0%以下、Pd:5.0%以下、Pt:5.0%以下およびAg:5.0%以下
    The chemical composition of the steel ingot or slab contains, in mass%, one or more elements belonging to one or more groups selected from the following groups <1> to <3>: Austenitic heat-resistant alloy as described.
    <1> Nb: 1.0% or less, V: 1.5% or less, and Hf: 1.0% or less <2> Mg: 0.050% or less, Ca: 0.050% or less, and REM: 0.50 <3> Ta: 8.0% or less, Re: 8.0% or less, Ir: 5.0% or less, Pd: 5.0% or less, Pt: 5.0% or less, and Ag: 5.0 %Less than
  3. 請求項1または請求項2に記載の化学組成を有する鋼塊または鋳片に、熱間加工を施す工程と、
    その後、1100〜1250℃の範囲の熱処理温度T(℃)まで加熱し、1150D/T〜1500D/T(min)保持した後、水冷する熱処理を施す工程とを備える、オーステナイト系耐熱合金部材の製造方法。
    但し、Dは、合金部材の長手方向と垂直な断面における、当該断面の外縁上の任意の点と該外縁上の他の任意の点との直線距離の最大値(mm)である。
    A step of hot-working the steel ingot or slab having the chemical composition according to claim 1 or 2,
    Thereafter, heating to a heat treatment temperature T (° C.) in the range of 1100 to 1250 ° C., holding 1150 D / T to 1500 D / T (min), and then subjecting to a water-cooling heat treatment, manufacturing an austenitic heat resistant alloy member Method.
    However, D is the maximum value (mm) of the linear distance between an arbitrary point on the outer edge of the cross section and another arbitrary point on the outer edge in a cross section perpendicular to the longitudinal direction of the alloy member.
  4. 前記熱間鍛造を施す工程において、熱間鍛造の長手方向と略垂直な方向に鍛造を1回以上施す、請求項3に記載のオーステナイト系耐熱合金部材の製造方法。

    The method for producing an austenitic heat-resistant alloy member according to claim 3, wherein in the step of performing hot forging, forging is performed at least once in a direction substantially perpendicular to a longitudinal direction of hot forging.

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