JP2018059135A - Ni-BASED HEAT-RESISTANT ALLOY MEMBER AND METHOD FOR PRODUCING THE SAME - Google Patents

Ni-BASED HEAT-RESISTANT ALLOY MEMBER AND METHOD FOR PRODUCING THE SAME Download PDF

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Abstract

PROBLEM TO BE SOLVED: To provide an Ni-based heat-resistant alloy member having sufficient mechanical characteristics as a large-sized structural member and to provide a method for producing the same.SOLUTION: There is provided an Ni-based heat-resistant alloy member containing, by mass%, C:0.005 to 0.12%, Si:less than 0.5%, Mn:less than 1.0%, P≤0.030%, S≤0.010%, N≤0.030%, Fe:less than 3.0%, Mo:less than 1.0%, W:less than 1.0%, Cr:23.5 to 25.5%, Co:15.0 to 22.0%, Al:0.5 to 2.0%, Ti:0.5 to 2.0%, Nb:0.5 to 2.2%, B:0.0005 to 0.006%, REM:0 to 0.05%, Zr:0 to 0.10%, Mg:0 to 0.020%, Ca:0 to 0.020% and the balance: Ni and impurities, where the length from the central part to the outer surface part on a cross-section perpendicular to the longitudinal direction of the alloy member is 40 mm or more, the austenitic grain size number in the outer surface part is 2.0 to 4.0, the deposition amount of the γ' phase satisfies [(Al+Ti+Nb)/(Al+Ti+Nb)≤10.0], and [YS/YS≤1.5] and [TS/TS≤1.2] at normal temperature and the creep rupture strength at 700°C for 10000 hours in the longitudinal direction in the central part is 250 MPa or more.SELECTED DRAWING: None

Description

本発明は、Ni基耐熱合金部材およびその製造方法に関する。   The present invention relates to a Ni-base heat-resistant alloy member and a method for producing the same.

近年、高効率化のために、蒸気の温度および圧力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。これらの超々臨界圧ボイラは、従来600℃前後であった蒸気温度を650℃以上、さらには700℃以上にまで高めることも計画されており、国内外で技術開発が進められている。   In recent years, for the purpose of higher efficiency, new super-supercritical boilers with increased steam temperature and pressure are being developed all over the world. These ultra-supercritical boilers are also planned to raise the steam temperature, which was conventionally around 600 ° C., to 650 ° C. or more, and further to 700 ° C. or more, and technical development is underway in Japan and overseas.

これは、省エネルギーと資源の有効活用、および環境保全のためのCOガス排出量削減がエネルギー問題の解決課題の一つとなっており、重要な産業政策となっていることに基づいている。そして、化石燃料を燃焼させる発電用ボイラおよび化学工業用の反応炉等の場合には、効率の高い、超々臨界圧ボイラおよび反応炉が有利なためである。 This is based on the fact that energy conservation, effective utilization of resources, and reduction of CO 2 gas emissions for environmental conservation are one of the challenges for solving energy problems and are important industrial policies. In the case of a power generation boiler for burning fossil fuel, a reaction furnace for chemical industry, and the like, a highly efficient ultra super critical pressure boiler and reaction furnace are advantageous.

蒸気の高温高圧化は、実稼動時における、ボイラの過熱器管および化学工業用の反応炉管、ならびに耐熱耐圧部材としての厚板および鍛造品などの温度を700℃以上に上昇させる。そのため、このような過酷な環境において長期間使用される合金には、高温強度および高温耐食性のみならず、長期にわたる金属組織の安定性、クリープ破断延性および耐クリープ疲労特性が良好なことが要求される。   The high temperature and high pressure of the steam raises the temperature of the boiler superheater tube and the reactor tube for the chemical industry, the thick plate and the forged product as the heat and pressure resistant member to 700 ° C. or higher during actual operation. Therefore, alloys that are used for a long time in such harsh environments are required to have not only high-temperature strength and high-temperature corrosion resistance, but also good long-term microstructure stability, creep rupture ductility, and creep fatigue resistance. The

上記の厳しい要求に対しては、オーステナイトステンレス鋼などのFe基合金では、クリープ破断強度が不足する。このため、γ´相などの析出を活用したNi基合金の使用が必須となる。さらにボイラ・化学工業用プラント鋼管としては溶接が不可避であるため優れた溶接性を有することも求められる。   In response to the above strict requirements, Fe-based alloys such as austenitic stainless steel have insufficient creep rupture strength. For this reason, it is essential to use a Ni-based alloy utilizing precipitation such as γ ′ phase. Furthermore, since it is unavoidable that the steel pipe for a boiler / chemical industry is welded, it is required to have excellent weldability.

上記の厳しい要求に対して、特許文献1には良好なクリープ破断強度と溶接性とを有するNi−Co−Cr合金が開示されている。   In response to the strict requirements described above, Patent Document 1 discloses a Ni—Co—Cr alloy having good creep rupture strength and weldability.

特表2011−516735号公報Special table 2011-516735 gazette

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に記載の合金を、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 alloy 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Ni基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-mentioned problems, and provides a Ni-based heat-resistant alloy member that exhibits 0.2% proof stress and tensile strength at room temperature sufficient as a large structural member, and 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Ni基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 Ni-base heat-resistant alloy member and a manufacturing method thereof.

(1)化学組成が、質量%で、
C:0.005〜0.12%、
Si:0.5%未満、
Mn:1.0%未満、
P:0.030%以下、
S:0.010%以下、
N:0.030%以下、
Fe:3.0%未満、
Mo:1.0%未満、
W:1.0%未満、
Cr:23.5〜25.5%、
Co:15.0〜22.0%、
Al:0.5〜2.0%、
Ti:0.5〜2.0%、
Nb:0.5〜2.2%、
B:0.0005〜0.006%、
REM:0〜0.05%、
Zr:0〜0.10%、
Mg:0〜0.020%、
Ca:0〜0.020%、
残部:Niおよび不純物であり、
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析出物中のAl、TiおよびNbの合計含有量が下記(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250MPa以上である、
Ni基耐熱合金部材。
(Al+Ti+Nb)PB/(Al+Ti+Nb)PS≦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。
(Al+Ti+Nb)PB:中心部において抽出残渣分析によって得られる析出物中のAl、TiおよびNbの合計含有量
(Al+Ti+Nb)PS:外面部において抽出残渣分析によって得られる析出物中のAl、TiおよびNbの合計含有量
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) The chemical composition is mass%,
C: 0.005 to 0.12%,
Si: less than 0.5%,
Mn: less than 1.0%,
P: 0.030% or less,
S: 0.010% or less,
N: 0.030% or less,
Fe: less than 3.0%,
Mo: less than 1.0%,
W: less than 1.0%,
Cr: 23.5 to 25.5%
Co: 15.0-22.0%,
Al: 0.5 to 2.0%,
Ti: 0.5 to 2.0%,
Nb: 0.5-2.2%
B: 0.0005 to 0.006%,
REM: 0 to 0.05%,
Zr: 0 to 0.10%,
Mg: 0 to 0.020%,
Ca: 0 to 0.020%,
The balance: Ni 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,
The total content of Al, Ti and Nb in the precipitate obtained by the extraction residue analysis satisfies the following formula (i):
Mechanical properties at room temperature satisfy the following formulas (ii) and (iii)
10,000 hours creep rupture strength at 700 ° C. in the longitudinal direction in the central portion is 250 MPa or more,
Ni-base heat-resistant alloy member.
(Al + Ti + Nb) PB / (Al + Ti + Nb) 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.
(Al + Ti + Nb) PB : Total content of Al, Ti and Nb in the precipitate obtained by the extraction residue analysis in the central portion (Al + Ti + Nb) PS : Al, Ti and Nb in the precipitate obtained by the extraction residue analysis in the outer surface portion YS B : 0.2% yield strength at the center portion YS S : 0.2% yield strength at the outer surface portion TS B : Tensile strength at the center portion TS S : Tensile strength at the outer surface portion

(2)前記化学組成が、質量%で、
Mg:0.0005%〜0.020%、および、
Ca:0.0005%〜0.020%、
から選択される1種以上を含有する、
上記(1)に記載のNi基耐熱合金部材。
(2) The chemical composition is mass%,
Mg: 0.0005% to 0.020%, and
Ca: 0.0005% to 0.020%,
Containing one or more selected from
The Ni-base heat-resistant alloy member according to (1) above.

(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、1070〜1220℃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、
Ni基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;
Then, after heating to a heat treatment temperature T (° C.) in the range of 1070 to 1220 ° C. and holding 1150 D / T to 1500 D / T (min), a step of performing a heat treatment with water cooling is provided.
A method for producing a Ni-base heat-resistant alloy member.
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)前記熱間加工を施す工程において、熱間加工の長手方向と略垂直な方向に熱間加工を1回以上施す、
上記(3)に記載のNi基耐熱合金部材の製造方法。
(4) In the step of performing the hot working, the hot working is performed at least once in a direction substantially perpendicular to the longitudinal direction of the hot working.
The manufacturing method of the Ni-base heat-resistant alloy member as described in said (3).

本発明のNi基耐熱合金部材は、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Ni基耐熱合金部材は、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 Ni-base 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 Ni-base heat-resistant alloy member of the present invention can be suitably used as a large-sized 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:0.005〜0.12%
Cは、オーステナイト組織を安定にするとともに粒界に微細な炭化物を形成し、高温でのクリープ強度を向上させる。そのため、C含有量は0.005%以上とする必要がある。しかしながら、その含有量が過剰になった場合には、炭化物が粗大となり、かつ多量に析出し、粒界の延性を低下させ、靱性およびクリープ強度の低下を招く。したがって、C含有量は0.120%以下とする。C含有量は0.100%以下であるのが好ましく、0.080%以下であるのがより好ましい。
C: 0.005-0.12%
C stabilizes the austenite structure, forms fine carbides at the grain boundaries, and improves the creep strength at high temperatures. Therefore, the C content needs to be 0.005% or more. However, when the content becomes excessive, the carbide becomes coarse and precipitates in a large amount, thereby lowering the ductility of the grain boundary, leading to a reduction in toughness and creep strength. Therefore, the C content is 0.120% or less. The C content is preferably 0.100% or less, and more preferably 0.080% or less.

Si:0.5%未満
Siは、脱酸剤として使用され、また、高温での耐食性および耐酸化性の向上に有効な元素である。しかしながら、含有量が過剰になった場合には、溶接性が大幅に低下することに加えてオーステナイト相の安定性が低下して、靱性およびクリープ強度の低下を招く。したがって、Si含有量を0.5%未満とする。さらに後述のとおり溶接性確保の観点からSi含有量はNb含有量との関係で厳密に管理する必要がある。上記効果を得るためには、Si含有量は0.03%以上であるのが好ましい。
Si: Less than 0.5% Si is an element that is used as a deoxidizer and is effective in improving corrosion resistance and oxidation resistance at high temperatures. However, when the content is excessive, the weldability is significantly lowered, and the stability of the austenite phase is lowered, leading to a decrease in toughness and creep strength. Therefore, the Si content is less than 0.5%. Further, as described later, from the viewpoint of ensuring weldability, the Si content needs to be strictly managed in relation to the Nb content. In order to acquire the said effect, it is preferable that Si content is 0.03% or more.

Mn:1.0%未満
Mnは、Siと同様に脱酸剤として使用され、また、オーステナイトの安定化にも寄与する元素である。しかしながら、含有量が過剰になると、脆化を招き、靱性およびクリープ延性の低下をきたす。そのため、Mn含有量を1.0%未満とする。Mn含有量は、0.8%未満であるのが好ましく、0.6%未満であるのがより好ましい。なお、Mn含有量については特に下限を設ける必要はないが、極端な低減は、脱酸効果が十分に得られず合金の清浄性を劣化させるとともに、製造コストの上昇を招く。そのため、Mn含有量は0.02%以上であるのが好ましい。
Mn: less than 1.0% Mn is an element that is used as a deoxidizer in the same way as Si and contributes to stabilization of austenite. However, when the content is excessive, embrittlement is caused and the toughness and creep ductility are lowered. Therefore, the Mn content is less than 1.0%. The Mn content is preferably less than 0.8%, more preferably less than 0.6%. In addition, although there is no particular need to set a lower limit for the Mn content, an extreme reduction causes a deoxidation effect not sufficiently obtained and deteriorates the cleanliness of the alloy, and increases the manufacturing cost. Therefore, the Mn content is preferably 0.02% or more.

P:0.030%以下
Pは、不純物として合金中に含まれるが、溶接中にHAZの結晶粒界に偏析し、液化割れ感受性を高めるとともに長時間使用後の靱性にも悪影響を及ぼす元素である。そのため、可能な限り低減することが好ましいが、極度の低減は製鋼コストの増大を招く。そのため、P含有量は0.030%以下とし、0.020%以下であるのが好ましい。
P: 0.030% or less P is an element contained in the alloy as an impurity, but segregates at the grain boundaries of HAZ during welding to increase liquefaction cracking sensitivity and adversely affect toughness after long-term use. is there. Therefore, although it is preferable to reduce as much as possible, extreme reduction leads to an increase in steelmaking cost. Therefore, the P content is 0.030% or less, and preferably 0.020% or less.

S:0.010%以下
Sは、不純物として合金中に含まれるが、溶接中にHAZの結晶粒界に偏析し、液化割れ感受性を高めるとともに長時間使用後の靱性にも悪影響を及ぼす元素である。そのため、可能な限り低減することが好ましいが、極度の低減は製鋼コストの増大を招く。そのため、S含有量は0.010%以下とし、0.005%以下であるのが好ましい。
S: 0.010% or less S is an element contained in the alloy as an impurity, but segregates at the grain boundaries of HAZ during welding to increase liquefaction cracking sensitivity and adversely affect toughness after long-term use. is there. Therefore, although it is preferable to reduce as much as possible, extreme reduction leads to an increase in steelmaking cost. Therefore, the S content is 0.010% or less, and preferably 0.005% or less.

N:0.030%以下
Nは、オーステナイト相を安定にするのに有効な元素であるが、本発明の23.5〜25.5%というCr含有量の範囲では、過剰に含まれると高温での使用中に多量の微細窒化物を粒内に析出させ、クリープ延性または靱性の低下を招く。そのため、N含有量0.030%以下とし、0.020%以下であるのが好ましい。なお、N含有量について特に下限を設ける必要はないが、極端な低減は、製造コストの上昇を招く。そのため、N含有量は0.0005%以上であるのが好ましい。
N: 0.030% or less N is an element effective for stabilizing the austenite phase. However, in the range of the Cr content of 23.5 to 25.5% of the present invention, if it is excessively contained, the temperature is high. A large amount of fine nitride precipitates in the grains during use in the steel, leading to a decrease in creep ductility or toughness. Therefore, the N content is 0.030% or less, and preferably 0.020% or less. In addition, although there is no need to provide a lower limit in particular for the N content, an extreme reduction causes an increase in manufacturing cost. Therefore, the N content is preferably 0.0005% or more.

Fe:3.0%未満
本発明においてFeは耐食性を低下させ、またシグマ相などの有害相の形成を助長するため極力低くすることが望ましい。ただし、極端に上限を制限することはコスト面から不利になるため、Fe含有量は3.0%未満とし、2.0%未満であるのが好ましく、1.0%未満であるのがより好ましい。
Fe: Less than 3.0% In the present invention, it is desirable that Fe be as low as possible in order to reduce corrosion resistance and promote the formation of harmful phases such as sigma phase. However, extremely restricting the upper limit is disadvantageous in terms of cost, so the Fe content is less than 3.0%, preferably less than 2.0%, more preferably less than 1.0%. preferable.

Mo:1.0%未満
W:1.0%未満
MoおよびWはいずれもマトリックスであるオーステナイト組織に固溶して高温でのクリープ強度の向上に寄与する元素であるが、本発明においてはAl、Ti、Nbを含有させて十分な量の金属間化合物で強化するため敢えて含有させる必要はなく、むしろ組織安定性の観点からは極力下げることが望ましい。ただし、極端に上限を制限することはコスト面から不利になるため、Mo含有量は1.0%未満、W含有量は1.0%未満とする。Mo含有量は0.7%未満、W含有量は0.7%未満であるのが好ましい。
Mo: less than 1.0% W: less than 1.0% Both Mo and W are elements that contribute to the improvement of creep strength at high temperatures by dissolving in the austenite structure as a matrix. Ti and Nb are contained and strengthened with a sufficient amount of an intermetallic compound, so it is not necessary to intentionally contain them, but rather it is desirable to reduce them as much as possible from the viewpoint of the structure stability. However, extremely limiting the upper limit is disadvantageous in terms of cost, so the Mo content is less than 1.0% and the W content is less than 1.0%. It is preferable that the Mo content is less than 0.7% and the W content is less than 0.7%.

Cr:23.5〜25.5%
Crは、保護性皮膜を生成し高温での耐酸化性および耐食性の確保のために必須の元素である。上記効果を得るためには、Cr含有量は、23.5%以上とする。しかしながら、Cr含有量が25.5%を超えると、高温でのオーステナイト相の安定性が低下して、クリープ強度の低下を招く。したがって、Cr含有量は25.5%以下とする。
Cr: 23.5 to 25.5%
Cr is an essential element for forming a protective film and ensuring oxidation resistance and corrosion resistance at high temperatures. In order to acquire the said effect, Cr content shall be 23.5% or more. However, if the Cr content exceeds 25.5%, the stability of the austenite phase at a high temperature is lowered, and the creep strength is lowered. Therefore, the Cr content is 25.5% or less.

Co:15.0〜22.0%
Coは、Niと同様オ−ステナイト生成元素であり、オーステナイト相の安定性を高めてクリープ強度の向上に寄与するとともに高温耐食性にも寄与する必須元素である。上記効果を得るためには、Co含有量は15.0%以上とする必要がある。しかしながら、Coは極めて高価な元素であるため、22.0%を超える多量の含有は大幅なコスト増を招く。そのため、Co含有量は22.0%以下とする。Co含有量は17.0%以上であるのが好ましく、19.0%以上であるのがより好ましい。また、Co含有量は21.0%以下であるのが好ましい。
Co: 15.0-22.0%
Co, like Ni, is an austenite-forming element, and is an essential element that contributes to improving the creep strength while enhancing the stability of the austenite phase and also contributing to high-temperature corrosion resistance. In order to acquire the said effect, it is necessary to make Co content 15.0% or more. However, since Co is an extremely expensive element, a large content exceeding 22.0% causes a significant cost increase. Therefore, the Co content is 22.0% or less. The Co content is preferably 17.0% or more, and more preferably 19.0% or more. The Co content is preferably 21.0% or less.

Al:0.5〜2.0%
Ti:0.5〜2.0%
Nb:0.5〜2.2%
Al、TiおよびNbは、いずれもNiと結合し金属間化合物として微細に粒内析出し、高温でのクリープ強度を確保するのに必須の元素であり、本発明において最も重要な元素である。上記効果を十分に得るためにはAl:0.5%以上、Ti:0.5%以上、Nb:0.5%以上を含有させる。しかしながら、その含有量が過剰になると、前記の効果が飽和するとともに、熱間加工性、クリープ延性および長時間加熱後の靱性を低下させる。そのため、Al、Ti、Nb含有量はAl:2.0%以下、Ti:2.0%以下、Nb:2.2%以下とする。Al、TiおよびNbの合計含有量は5.0%以下とするのが好ましい。
Al: 0.5 to 2.0%
Ti: 0.5 to 2.0%
Nb: 0.5-2.2%
Al, Ti, and Nb are all elements that bind to Ni, precipitate finely as intermetallic compounds, and are essential for securing creep strength at high temperatures, and are the most important elements in the present invention. In order to sufficiently obtain the above effects, Al: 0.5% or more, Ti: 0.5% or more, and Nb: 0.5% or more are contained. However, when the content is excessive, the above effects are saturated, and hot workability, creep ductility, and toughness after prolonged heating are reduced. Therefore, the contents of Al, Ti, and Nb are Al: 2.0% or less, Ti: 2.0% or less, and Nb: 2.2% or less. The total content of Al, Ti and Nb is preferably 5.0% or less.

B:0.0005〜0.006%
Bは、使用中の粒界に偏析して粒界を強化するとともに粒界炭化物を微細分散させることにより、クリープ強度を向上させるのに必要な元素である。加えて、粒界に偏析して固着力を向上させ、靱性改善にも寄与する効果を有する。上記の効果を得るためには、B含有量は0.0005%以上とする。しかしながら、B含有量が増加し、特に0.006%を超えると、溶接中の溶接熱サイクルにより、溶融境界近傍の高温HAZにおいて多量に偏析し、HAZの液化割れ感受性を高める。したがって、B含有量は0.006%以下とする。
B: 0.0005 to 0.006%
B is an element necessary for improving the creep strength by segregating at the grain boundary in use to strengthen the grain boundary and finely dispersing the grain boundary carbide. In addition, it has the effect of segregating at the grain boundaries to improve the fixing force and contribute to toughness improvement. In order to acquire said effect, B content shall be 0.0005% or more. However, when the B content increases, particularly exceeding 0.006%, a large amount of segregation occurs in the high-temperature HAZ in the vicinity of the melting boundary due to the welding heat cycle during welding, and the HAZ liquefaction cracking sensitivity is increased. Therefore, the B content is 0.006% or less.

REM:0〜0.05%
REMは、SまたはPを固着し、高温延性を向上させる効果を有する。また、表面のCr保護皮膜およびAl保護皮膜の密着性を改善し、繰り返し酸化時の耐酸化性を改善する作用も有する。そのため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、REM含有量が過剰になり、特に0.05%を超えると、かえって延性または靱性の低下を招く。したがって、REM含有量0.05%以下とし、0.04%以下であるのが好ましい。一方、上記効果を得るためには、REM含有量は0.001%以上であるのが好ましく、0.005%以上であるのがより好ましい。
REM: 0 to 0.05%
REM has the effect of fixing S or P and improving high temperature ductility. Moreover, to improve the adhesion of the Cr 2 O 3 protective coating and Al 2 O 3 protective film on the surface, also has effect of improving the oxidation resistance at the time of repeated oxidation. Therefore, you may make it contain as needed. However, when the REM content becomes excessive, particularly exceeding 0.05%, ductility or toughness is deteriorated. Therefore, the REM content is 0.05% or less, and preferably 0.04% or less. On the other hand, in order to acquire the said effect, it is preferable that REM content is 0.001% or more, and it is more preferable that it is 0.005% or more.

なお、REMとはSc、Yおよ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種または、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.

Zr:0〜0.10%
Zrは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ため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Zrを過剰に含有させると、熱間加工性および溶接性が劣化する。そのため、Zrは0.10%以下とする。上記効果を得るためには、Zr含有量は0.003%以上であるのが好ましく、0.005%以上であるのがより好ましい。
Zr: 0 to 0.10%
Zr may be contained as necessary in order to improve creep rupture strength and creep rupture ductility. However, when Zr is excessively contained, hot workability and weldability deteriorate. Therefore, Zr is 0.10% or less. In order to acquire the said effect, it is preferable that Zr content is 0.003% or more, and it is more preferable that it is 0.005% or more.

上記本発明のNi基合金は必要に応じてさらに、Mgおよび/またはCaを含有させてもよい。Mg、Caとも熱間加工性を高める作用を有する。さらに、これらの元素は、Sに起因した、HAZの液化割れを抑制するとともに、靱性の低下を軽減する作用を有する。   The Ni-based alloy of the present invention may further contain Mg and / or Ca as necessary. Both Mg and Ca have an effect of improving hot workability. Furthermore, these elements have the action of suppressing liquefaction cracking of HAZ due to S and reducing the decrease in toughness.

Mg:0〜0.020%
Mgは、Sとの親和力が強く、熱間加工性を高める作用を有し、また、Sに起因した、HAZの液化割れの発生および靱性低下の双方を軽減する作用を有するため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Mgの過剰な含有は、酸素との結合による清浄性の低下を招き、特に、Mg含有量が0.020%を超えると清浄性の低下が著しくなり、かえって熱間加工性を劣化させてしまう。したがって、Mg含有量は、0.020%以下とし、0.010%以下であるのが好ましく、0.0045%以下であるのがより好ましい。一方、上記効果を安定して得るためには、Mg含有量は0.0005%以上であるのが好ましく、0.0010%以上であるのがより好ましい。
Mg: 0 to 0.020%
Mg has a strong affinity with S and has an effect of increasing hot workability, and also has an effect of reducing both the occurrence of liquefaction cracking of HAZ and a decrease in toughness caused by S. May be included. However, excessive inclusion of Mg causes a decrease in cleanliness due to bonding with oxygen. In particular, when the Mg content exceeds 0.020%, the decrease in cleanliness becomes significant, and the hot workability is deteriorated. End up. Therefore, the Mg content is 0.020% or less, preferably 0.010% or less, and more preferably 0.0045% or less. On the other hand, in order to obtain the above effect stably, the Mg content is preferably 0.0005% or more, and more preferably 0.0010% or more.

Ca:0〜0.020%
CaもSとの親和力が強く、熱間加工性を高める作用を有し、また、Sに起因した、HAZの液化割れの発生および靱性低下の双方を軽減する作用を有するため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Caの過剰な含有は、酸素との結合による清浄性の低下を招き、特に、含有量で0.020%を超えると清浄性の低下が著しくなり、かえって熱間加工性を劣化させてしまう。したがって、Ca含有量は、0.020%以下とし、0.010%以下であるのが好ましく、0.0045%以下であるのがより好ましい。一方、上記効果を安定して得るためには、Ca含有量は0.0005%以上であるのが好ましく、0.0010%以上であるのがより好ましい。
Ca: 0 to 0.020%
Ca also has a strong affinity with S and has an effect of improving hot workability, and also has an effect of reducing both the occurrence of liquefaction cracking of HAZ and a decrease in toughness caused by S. You may make it contain. However, excessive content of Ca leads to a decrease in cleanliness due to bonding with oxygen. In particular, when the content exceeds 0.020%, the decrease in cleanliness is significant, and on the contrary, the hot workability is deteriorated. End up. Therefore, the Ca content is 0.020% or less, preferably 0.010% or less, and more preferably 0.0045% or less. On the other hand, in order to obtain the above effect stably, the Ca content is preferably 0.0005% or more, and more preferably 0.0010% or more.

本発明のNi基耐熱合金部材の化学組成において、残部はNiおよび不純物である。Niは、オーステナイト組織を得るために有効な元素であり、長時間使用後の組織安定性を確保するために必須の元素である。さらに、Niは、Al、TiおよびNbと結合して、微細な金属間化合物相を形成し、クリープ強度を高める作用も有する。そのため本発明においては45.0%を超えて含有させることが好ましい。   In the chemical composition of the Ni-base heat-resistant alloy member of the present invention, the balance is Ni and impurities. Ni is an effective element for obtaining an austenite structure, and is an essential element for ensuring the structural stability after long-term use. Further, Ni combines with Al, Ti, and Nb to form a fine intermetallic compound phase, and also has an effect of increasing creep strength. Therefore, it is preferable to make it contain exceeding 45.0% in this invention.

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 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.

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。
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.

本発明においては、結晶粒度番号はJIS G 0551(2013)に規定される交差線分(粒径)により判定する。なお、Ni基合金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。   In the present invention, the crystal grain size number is determined by the intersecting line segment (grain size) defined in JIS G 0551 (2013). In addition, in the manufacturing process of the Ni-base alloy, the crystal grain size number of the outer surface portion after the final heat treatment can be set to the above range by appropriately adjusting the heat treatment temperature and holding time after the hot working and the cooling method. .

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Ni基耐熱合金部材は、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Ni基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 Ni-base heat-resistant alloy member according to the present invention exhibits 0.2% proof stress and tensile strength at room temperature sufficient for 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 Ni-base 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γ´相の析出量
(Al+Ti+Nb)PB/(Al+Ti+Nb)PS≦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。
(Al+Ti+Nb)PB:中心部において抽出残渣分析によって得られる析出物中のAl、TiおよびNbの合計含有量
(Al+Ti+Nb)PS:外面部において抽出残渣分析によって得られる析出物中のAl、TiおよびNbの合計含有量
4). Precipitation amount of γ ′ phase obtained by extraction residue analysis (Al + Ti + Nb) PB / (Al + Ti + Nb) PS ≦ 10.0 (i)
However, the meaning of each symbol in the formula (i) is as follows.
(Al + Ti + Nb) PB : Total content of Al, Ti and Nb in the precipitate obtained by the extraction residue analysis in the central portion (Al + Ti + Nb) PS : Al, Ti and Nb in the precipitate obtained by the extraction residue analysis in the outer surface portion Total content of

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主として粒内には未固溶のγ´相(Ni(Al,Ti,Nb))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、未固溶のγ´相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γ´として析出するAl,Ti,Nb析出量が多くなり、(Al+Ti+Nb)PB/(Al+Ti+Nb)PS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、(Al+Ti+Nb)PB/(Al+Ti+Nb)PSの下限値は定める必要は無いが、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。 In the manufacturing process of the alloy member, an insoluble γ ′ phase (Ni 3 (Al, Ti, Nb)) is generated mainly in the grains after the heat treatment after the hot working. In particular, since the cooling rate is slower at the center of the alloy member than at the outer surface, the amount of undissolved γ ′ phase tends to increase. Therefore, the amount of precipitation of Al, Ti, Nb precipitated as γ ′ at the central portion with respect to the outer surface portion of the alloy member increases, and when the value of (Al + Ti + Nb) PB / (Al + Ti + Nb) PS exceeds 10.0, High creep rupture strength cannot be maintained. On the other hand, the lower limit value of (Al + Ti + Nb) PB / (Al + Ti + Nb) PS need not 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析出物は、合金部材中に含まれる未固溶のγ´相である。γ´相中のAl、TiおよびNbの合計含有量は、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、Al、TiおよびNbの合計含有量を測定することによって、(Al+Ti+Nb)PB/(Al+Ti+Nb)PSの値を求める。 The precipitate obtained by the extraction residue analysis is an insoluble γ ′ phase contained in the alloy member. The total content of Al, Ti, and Nb in the γ ′ phase can be obtained by electrolyzing the alloy member to obtain an extraction residue, and quantitatively analyzing the extraction residue. Moreover, the value of (Al + Ti + Nb) PB / (Al + Ti + Nb) PS is calculated | required by measuring total content of Al, Ti, and Nb in each of the center part and outer surface part of an alloy member.

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
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 portion YS S : 0.2% yield strength at the outer surface portion TS B : Tensile strength at the center portion TS S : Tensile strength at the outer surface portion

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無いが、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。   Large structural members tend to have large variations in the mechanical properties of each part due to the fact that the cooling rate during heat treatment varies from part to part. 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, the mechanical properties of the center portion tend to be inferior to the mechanical properties of the outer surface portion, so both the 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Ni基耐熱合金部材は、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250MPa以上である必要がある。
6). Creep rupture strength Since the Ni-base heat-resistant alloy member of the present invention is used in a high-temperature environment, a high high-temperature strength, particularly a high creep rupture strength is required. Therefore, the alloy member of the present invention needs to have a 10,000-hour creep rupture strength of 250 MPa or more at 700 ° C. in the longitudinal direction at the center.

7.製造方法
本発明のNi基耐熱合金部材は、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 Ni-base 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Ni基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 manufacturing the Ni-base heat-resistant alloy member of the present invention, after the above-described steps, in order to suppress the variation in the metal structure and mechanical properties of 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、1070〜1220℃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 1070 to 1220 ° C., and held in the range 1150 D / T to 1500 D / T (min). 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1070℃未満であると、未固溶のγ´相が増大しクリープ破断強度が低下する。一方、1220℃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する。熱処理温度は1100℃以上とするのがより望ましく、1200℃以下とするのがより好ましい。また、上記保持時間が1150D/T(min)未満では、中心部のγ´相が増大し、(Al+Ti+Nb)PB/(Al+Ti+Nb)PS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 1070 ° C., the insoluble γ ′ phase increases and the creep rupture strength decreases. On the other hand, when it exceeds 1220 ° C., the ductility is lowered due to melting of the grain boundary or remarkably coarsening of the crystal grains. The heat treatment temperature is more preferably 1100 ° C. or higher, and more preferably 1200 ° C. or lower. When the holding time is less than 1150 D / T (min), the γ ′ phase in the central portion increases, and (Al + Ti + Nb) PB / (Al + Ti + Nb) PS is 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主として粒内に未固溶γ´相が多量に生じ、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 when the cooling rate is slow, a large amount of undissolved γ ′ phase is generated mainly 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.

Figure 2018059135
Figure 2018059135

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2、AおよびB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 2, A and B, after hot forging in the longitudinal direction and before final heat treatment, forging was performed in a direction substantially perpendicular to the longitudinal direction, and then final hot forging was further performed in the longitudinal direction. .

Figure 2018059135
Figure 2018059135

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、γ´相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、それぞれ酒石酸溶液中で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γ´相として含まれるAl,Ti,Nbの含有量(質量%)を測定し、その測定値に基づき(Al+Ti+Nb)PB/(Al+Ti+Nb)PSの値を求めた。 Next, a test piece for measuring the γ ′ phase was collected from the center portion and the outer surface portion in the cross section perpendicular to the longitudinal direction of each sample. After obtaining the surface area of the test piece, only the base material of the alloy member is completely electrolyzed in a tartaric acid solution under an electrolytic condition of 20 mA / cm 2 , and the precipitate is extracted as a residue. By analyzing, the content (mass%) of Al, Ti, Nb contained as an undissolved γ 'phase was measured, and the value of (Al + Ti + Nb) PB / (Al + Ti + Nb) PS was determined based on the measured value.

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、平行部の直径6mm、長さが40mmの丸棒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。ひずみ速度は0.2%耐力までは0.3%/分、0.2%耐力を超えてからは7.5%/分で実施した。さらに、各試料の中心部から、長手方向に平行に、平行部の直径6mm、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JIS Z2271に準拠し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 round bar tensile test piece having a parallel part diameter of 6 mm and a length of 40 mm was cut out by machining from the center part and the outer surface part of each sample in parallel with the longitudinal direction, and a tensile test was performed at room temperature. 2% yield strength and tensile strength were determined. The strain rate was 0.3% / min until 0.2% proof stress and 7.5% / min after exceeding 0.2% proof stress. Furthermore, a creep rupture test piece having a diameter of 6 mm and a length of 30 mm was cut out by machining from the center of each sample in parallel with the longitudinal direction. And the creep rupture test was implemented in 700 degreeC, 750 degreeC, and 800 degreeC air | atmosphere based on JISZ2271, and 700 degreeC and the creep rupture strength of 10,000 hours were 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.

Figure 2018059135
Figure 2018059135

合金1〜4は、本発明例であり、合金組成、結晶粒度番号、(Al+Ti+Nb)PB/(Al+Ti+Nb)PS、YS/YS、TS/TS、およびクリープ破断強度が本発明で規定する範囲内となり、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 1 to 4 are examples of the present invention, and the alloy composition, grain size number, (Al + Ti + Nb) PB / (Al + Ti + Nb) PS , YS S / YS B , TS S / TS B , and creep rupture strength are defined by the present invention. The variation in mechanical properties was small, and the creep rupture strength was good.

一方で、合金AおよびB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。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についてはクリープ破断強度が本発明の規定範囲外となっており、合金2と比較して著しく低い結果となった。 On the other hand, alloys A and B have substantially the same chemical composition as alloy 2 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. In addition, with respect to Alloy B, the creep rupture strength was outside the specified range of the present invention, and the result was significantly lower than that of Alloy 2.

合金C、DおよびEは、合金3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クリープ破断強度の値とが本発明で規定する範囲外となっており、合金3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3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、(Al+Ti+Nb)PB/Al+Ti+Nb)PSの値が本発明の規定範囲外となり、その結果、合金3と比較してクリープ破断強度が著しく低くなった。 Alloys C, D, and E have substantially the same chemical composition as alloy 3 and have the same final shape by hot forging. Since alloy C has a heat treatment temperature lower than the specified range of the present invention, the grain size number of the outer surface portion and the value of creep rupture strength are outside the ranges specified by the present invention. The 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 3, 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 air cooling instead of water cooling, and the value of (Al + Ti + Nb) PB / Al + Ti + Nb) PS is outside the specified range of the present invention due to the extremely slow cooling rate. As a result, the creep rupture strength was significantly lower than that of Alloy 3.

Ni基耐熱合金部材は、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Ni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 Ni-base heat-resistant alloy member has little variation in mechanical properties depending on the part, and is excellent in creep rupture strength at high temperatures. Therefore, the Ni 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)

化学組成が、質量%で、
C:0.005〜0.12%、
Si:0.5%未満、
Mn:1.0%未満、
P:0.030%以下、
S:0.010%以下、
N:0.030%以下、
Fe:3.0%未満、
Mo:1.0%未満、
W:1.0%未満、
Cr:23.5〜25.5%、
Co:15.0〜22.0%、
Al:0.5〜2.0%、
Ti:0.5〜2.0%、
Nb:0.5〜2.2%、
B:0.0005〜0.006%、
REM:0〜0.05%、
Zr:0〜0.10%、
Mg:0〜0.020%、
Ca:0〜0.020%、
残部:Niおよび不純物であり、
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析出物中のAl、TiおよびNbの合計含有量が下記(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250MPa以上である、
Ni基耐熱合金部材。
(Al+Ti+Nb)PB/(Al+Ti+Nb)PS≦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。
(Al+Ti+Nb)PB:中心部において抽出残渣分析によって得られる析出物中のAl、TiおよびNbの合計含有量
(Al+Ti+Nb)PS:外面部において抽出残渣分析によって得られる析出物中のAl、TiおよびNbの合計含有量
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
Chemical composition is mass%,
C: 0.005 to 0.12%,
Si: less than 0.5%,
Mn: less than 1.0%,
P: 0.030% or less,
S: 0.010% or less,
N: 0.030% or less,
Fe: less than 3.0%,
Mo: less than 1.0%,
W: less than 1.0%,
Cr: 23.5 to 25.5%
Co: 15.0-22.0%,
Al: 0.5 to 2.0%,
Ti: 0.5 to 2.0%,
Nb: 0.5-2.2%
B: 0.0005 to 0.006%,
REM: 0 to 0.05%,
Zr: 0 to 0.10%,
Mg: 0 to 0.020%,
Ca: 0 to 0.020%,
The balance: Ni 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,
The total content of Al, Ti and Nb in the precipitate obtained by the extraction residue analysis satisfies the following formula (i):
Mechanical properties at room temperature satisfy the following formulas (ii) and (iii)
10,000 hours creep rupture strength at 700 ° C. in the longitudinal direction in the central portion is 250 MPa or more,
Ni-base heat-resistant alloy member.
(Al + Ti + Nb) PB / (Al + Ti + Nb) 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.
(Al + Ti + Nb) PB : Total content of Al, Ti and Nb in the precipitate obtained by the extraction residue analysis in the central portion (Al + Ti + Nb) PS : Al, Ti and Nb in the precipitate obtained by the extraction residue analysis in the outer surface portion YS B : 0.2% yield strength at the center portion YS S : 0.2% yield strength at the outer surface portion TS B : Tensile strength at the center portion TS S : Tensile strength at the outer surface portion
前記化学組成が、質量%で、
Mg:0.0005%〜0.020%、および、
Ca:0.0005%〜0.020%、
から選択される1種以上を含有する、
請求項1に記載のNi基耐熱合金部材。
The chemical composition is mass%,
Mg: 0.0005% to 0.020%, and
Ca: 0.0005% to 0.020%,
Containing one or more selected from
The Ni-base heat-resistant alloy member according to claim 1.
請求項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、1070〜1220℃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、
Ni基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,
Then, after heating to a heat treatment temperature T (° C.) in the range of 1070 to 1220 ° C. and holding 1150 D / T to 1500 D / T (min), a step of performing a heat treatment with water cooling is provided.
A method for producing a Ni-base heat-resistant alloy member.
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.
前記熱間加工を施す工程において、熱間加工の長手方向と略垂直な方向に熱間加工を1回以上施す、
請求項3に記載のNi基耐熱合金部材の製造方法。

In the step of performing the hot working, the hot working is performed at least once in a direction substantially perpendicular to the longitudinal direction of the hot working.
The manufacturing method of the Ni-base heat-resistant alloy member of Claim 3.

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