JP2024086308A - Austenitic alloy material - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、合金材に関し、さらに詳しくは、オーステナイト系合金材に関する。 The present invention relates to alloy materials, and more specifically to austenitic alloy materials.
エチレン分解炉に代表される化学プラント設備では、炭化水素類を熱分解してエチレンに代表されるオレフィンを製造する。具体的には、化学プラント設備の反応炉は、合金管に代表される合金材で構成される。合金管内部には、炭化水素類及び水蒸気が供給され、合金管外部から熱が付与される。このとき、合金管内部で炭化水素類が熱分解されて、オレフィンが生成する。 In chemical plant equipment, such as an ethylene cracking furnace, hydrocarbons are thermally decomposed to produce olefins, such as ethylene. Specifically, the reactor of the chemical plant equipment is made of an alloy material, such as an alloy tube. Hydrocarbons and steam are supplied to the inside of the alloy tube, and heat is applied from the outside of the alloy tube. At this time, the hydrocarbons are thermally decomposed inside the alloy tube to produce olefins.
上述の化学プラント設備では、合金材が８００～１０００℃の高温の浸炭性雰囲気の環境に曝される。このような高温の浸炭性雰囲気の環境を、本明細書では、高温浸炭環境という。このような高温浸炭環境で使用される部材には、高いクリープ強度が求められる。 In the above-mentioned chemical plant equipment, the alloy material is exposed to a high-temperature carburizing atmosphere of 800 to 1000°C. In this specification, such a high-temperature carburizing atmosphere is referred to as a high-temperature carburizing environment. Components used in such a high-temperature carburizing environment are required to have high creep strength.
このような高温浸炭環境では、オーステナイト系合金材が用いられる。オーステナイト系合金材では、８００～１０００℃の高温浸炭環境において、内部に、炭化物やラーベス相が生成する。これらの析出物による析出強化により、クリープ強度を高めることができる。 In such high-temperature carburizing environments, austenitic alloy materials are used. In austenitic alloy materials, carbides and Laves phases form inside in high-temperature carburizing environments of 800 to 1000°C. Precipitation strengthening by these precipitates can increase creep strength.
上述の高温浸炭環境ではさらに、合金材の表面にコーキングが発生する。コーキングとは、合金材の表面に固体炭素が析出する現象である。コーキングが発生すると合金材に炭素が固溶する浸炭現象が生じる。このような浸炭現象は、合金材の寿命を低下する。そこで、高温浸炭環境に用いられる合金材ではさらに、耐浸炭性が求められる。 In addition, in the high-temperature carburizing environment described above, coking occurs on the surface of the alloy material. Coking is a phenomenon in which solid carbon precipitates on the surface of the alloy material. When coking occurs, carburization occurs, in which carbon dissolves in the alloy material. This carburization phenomenon reduces the life of the alloy material. Therefore, alloy materials used in high-temperature carburizing environments are required to have additional carburization resistance.
高温浸炭環境に用いられるオーステナイト系合金材の耐浸炭性を高める技術が、国際公開第２０１８／００３８２３号（特許文献１）に提案されている。特許文献１に開示されたオーステナイト系合金材では、Ａｌを２．５０％超以上含有する。さらに、表層のＣｒ濃度のＡｌ濃度に対する比を、表層以外のＣｒ濃度のＡｌ濃度に対する比よりも適度に小さくする。これにより、高温浸炭環境での使用中に、合金材の表面にアルミナ被膜が生成する。アルミナ被膜はクロミア被膜と比較して緻密である。アルミナ被膜により、炭素が合金材の内部に侵入するのを抑制できる。その結果、耐浸炭性を高めることができる。 A technology for improving the carburization resistance of an austenitic alloy material used in a high-temperature carburization environment is proposed in International Publication No. 2018/003823 (Patent Document 1). The austenitic alloy material disclosed in Patent Document 1 contains more than 2.50% Al. Furthermore, the ratio of the Cr concentration to the Al concentration in the surface layer is made appropriately smaller than the ratio of the Cr concentration to the Al concentration in the other layers. As a result, an alumina coating is formed on the surface of the alloy material during use in a high-temperature carburization environment. The alumina coating is denser than the chromia coating. The alumina coating can suppress the penetration of carbon into the alloy material. As a result, the carburization resistance can be improved.
しかしながら、特許文献１以外の他の手段によって、高温浸炭環境において耐浸炭性を高めることができてもよい。 However, it may be possible to improve carburization resistance in high-temperature carburization environments by other means than those described in Patent Document 1.
本発明の目的は、高温浸炭環境において優れた耐浸炭性を有するオーステナイト系合金材を提供することである。 The object of the present invention is to provide an austenitic alloy material that has excellent carburization resistance in high-temperature carburization environments.
本開示によるオーステナイト系合金材は、
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．１５０％以下、
Ｓｉ：０．０１～１．００％、
Ｍｎ：０．０１～１．００％、
Ｐ：０．０４０％以下、
Ｓ：０．００５０％以下、
Ｃｒ：１０．００～２５．００％、
Ｎｉ：２５．００～５０．００％、
ｓｏｌ．Ａｌ：２．５０～３．５０％、
Ｎｂ：０．５０～２．００％、
Ｎ：０．００５０～０．０３００％、及び、
Ｃａ：０．０００２～０．０１００％、を含有し、
残部はＦｅ及び不純物からなり、
前記オーステナイト系合金材の表面の算術平均粗さをＲａ（μｍ）と定義し、平均長さをＲＳｍ（ｍｍ）と定義したとき、式（１）で定義されるＳｒが３００．０μｍ以下である。
Ｓｒ＝２［（２Ｒａ）２＋（５００ＲＳｍ）２］０．５ （１）
The austenitic alloy material according to the present disclosure comprises:
The chemical composition, in mass%, is
C: 0.150% or less,
Si: 0.01 to 1.00%,
Mn: 0.01 to 1.00%,
P: 0.040% or less,
S: 0.0050% or less,
Cr: 10.00 to 25.00%,
Ni: 25.00 to 50.00%,
sol. Al: 2.50 to 3.50%,
Nb: 0.50 to 2.00%,
N: 0.0050 to 0.0300%, and
Ca: 0.0002 to 0.0100%,
The balance is Fe and impurities.
When the arithmetic mean roughness of the surface of the austenitic alloy material is defined as Ra (μm) and the mean length is defined as RSm (mm), Sr defined by formula (1) is 300.0 μm or less.
Sr = 2 [(2Ra) 2 + (500RSm) 2 ] 0.5 (1)
本開示によるオーステナイト系合金材は、
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．１５０％以下、
Ｓｉ：０．０１～１．００％、
Ｍｎ：０．０１～１．００％、
Ｐ：０．０４０％以下、
Ｓ：０．００５０％以下、
Ｃｒ：１０．００～２５．００％、
Ｎｉ：２５．００～５０．００％、
ｓｏｌ．Ａｌ：２．５０～３．５０％、
Ｎｂ：０．５０～２．００％、
Ｎ：０．００５０～０．０３００％、及び、
Ｃａ：０．０００２～０．０１００％、を含有し、
前記化学組成はさらに、第１群～第３群からなる群から選択される１種以上を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、
前記オーステナイト系合金材の表面の算術平均粗さをＲａ（μｍ）と定義し、平均長さをＲＳｍ（ｍｍ）と定義したとき、式（１）で定義されるＳｒが３００．０μｍ以下である。
Ｓｒ＝２［（２Ｒａ）２＋（５００ＲＳｍ）２］０．５ （１）
［第１群］
Ｗ：５．００％以下、
Ｂ：０．０１００％以下、
Ｃｕ：０．１０％以下、
Ｃｏ：０．１０％以下、
Ｍｏ：０．１０％以下、
Ｔｉ：０．１００％以下、及び、
Ｖ：０．２０％以下、からなる群から選択される１種以上
［第２群］
Ｚｒ：０．２０％以下、
Ｈｆ：０．１０％以下、
Ａｓ：０．１０％以下、及び、
Ｓｎ：０．０５０％以下、からなる群から選択される１種以上
［第３群］
Ｍｇ：０．０１０％以下、及び、
希土類元素：０．５０％以下、からなる群から選択される１種以上
The austenitic alloy material according to the present disclosure comprises:
The chemical composition, in mass%, is
C: 0.150% or less,
Si: 0.01 to 1.00%,
Mn: 0.01 to 1.00%,
P: 0.040% or less,
S: 0.0050% or less,
Cr: 10.00 to 25.00%,
Ni: 25.00 to 50.00%,
sol. Al: 2.50 to 3.50%,
Nb: 0.50 to 2.00%,
N: 0.0050 to 0.0300%, and
Ca: 0.0002 to 0.0100%,
The chemical composition further contains one or more elements selected from the group consisting of first to third groups, with the balance being Fe and impurities;
When the arithmetic mean roughness of the surface of the austenitic alloy material is defined as Ra (μm) and the mean length is defined as RSm (mm), Sr defined by formula (1) is 300.0 μm or less.
Sr = 2 [(2Ra) 2 + (500RSm) 2 ] 0.5 (1)
[First Group]
W: 5.00% or less,
B: 0.0100% or less,
Cu: 0.10% or less,
Co: 0.10% or less,
Mo: 0.10% or less,
Ti: 0.100% or less, and
V: 0.20% or less, and one or more selected from the group consisting of [Group 2]
Zr: 0.20% or less,
Hf: 0.10% or less,
As: 0.10% or less; and
Sn: 0.050% or less, one or more selected from the group consisting of [Group 3]
Mg: 0.010% or less, and
Rare earth elements: 0.50% or less, one or more selected from the group consisting of
本開示によるオーステナイト系合金材は、高温浸炭環境において優れた耐浸炭性を有する。 The austenitic alloy material disclosed herein has excellent carburization resistance in high-temperature carburization environments.
本発明者らは、高温浸炭環境において優れた耐浸炭性を有するオーステナイト系合金材について、初めに、化学組成の観点から検討を行った。その結果、本発明者らは、質量％で、Ｃ：０．１５０％以下、Ｓｉ：０．０１～１．００％、Ｍｎ：０．０１～１．００％、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ｃｒ：１０．００～２５．００％、Ｎｉ：２５．００～５０．００％、ｓｏｌ．Ａｌ：２．５０～３．５０％、Ｎｂ：０．５０～２．００％、Ｎ：０．００５０～０．０３００％、Ｃａ：０．０００２～０．０１００％、を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、さらに任意元素を含有する場合、任意元素として、Ｆｅの一部に代えて、上述の第１群～第３群からなる群から選択される１種以上からなる化学組成を有するオーステナイト系合金材であれば、高温浸炭環境において合金材の表面にアルミナ被膜が形成され、優れた耐浸炭性が得られると考えた。 The present inventors first conducted a study on austenitic alloy materials with excellent carburization resistance in high-temperature carburization environments from the viewpoint of chemical composition. As a result, the present inventors determined that the composition of the alloy is, by mass%, C: 0.150% or less, Si: 0.01 to 1.00%, Mn: 0.01 to 1.00%, P: 0.040% or less, S: 0.0050% or less, Cr: 10.00 to 25.00%, Ni: 25.00 to 50.00%, sol. It is believed that an austenitic alloy material containing Al: 2.50-3.50%, Nb: 0.50-2.00%, N: 0.0050-0.0300%, Ca: 0.0002-0.0100%, with the balance being Fe and impurities, and further containing optional elements, in which the optional elements are replaced with part of the Fe by one or more elements selected from the group consisting of the first to third groups described above, will form an alumina coating on the surface of the alloy material in a high-temperature carburizing environment, providing excellent carburization resistance.
しかしながら、上述の化学組成を有するオーステナイト系合金材を高温浸炭環境で使用した場合、十分な耐浸炭性が得られない場合があった。そこで、本発明者らは、上述の化学組成を有するオーステナイト系合金材でさらに耐浸炭性を高める手段について、検討を行った。 However, when an austenitic alloy material having the above-mentioned chemical composition is used in a high-temperature carburization environment, sufficient carburization resistance may not be obtained. Therefore, the inventors of the present invention have investigated means for further improving the carburization resistance of an austenitic alloy material having the above-mentioned chemical composition.
ここで、本発明者らは、オーステナイト系合金材の表面の粗さに注目した。本発明者らははじめに、表面粗さの指標として算術平均粗さＲａを用いて、算術平均粗さＲａと耐浸炭性との関係を調査した。しかしながら、算術平均粗さＲａだけでは、耐浸炭性と必ずしも相関しない場合があった。そこで、本発明者らは次のとおり考えた。 Here, the inventors focused on the surface roughness of austenitic alloy materials. First, the inventors used the arithmetic mean roughness Ra as an index of surface roughness and investigated the relationship between the arithmetic mean roughness Ra and carburization resistance. However, there were cases where the arithmetic mean roughness Ra alone did not necessarily correlate with carburization resistance. Therefore, the inventors came up with the following idea.
アルミナ被膜を緻密に形成するためには、オーステナイト系合金材の表面の微視的な凹凸を極めて微小に抑えることが有効である。つまり、表面の高さ方向の微視的凹凸を抑えるだけでなく、微視的凹凸の間隔も狭めることが有効である。そこで、本発明者らは、表面の高さ方向の微視的凹凸の指標である算術平均粗さＲａだけでなく、微視的凹凸の間隔の指標である、平均長さＲＳｍも考慮して、合金材の表面の微視的な凹凸とアルミナ被膜の形成との関係をさらに調査した。 In order to form a dense alumina coating, it is effective to minimize the microscopic irregularities on the surface of the austenitic alloy material. In other words, it is effective not only to suppress the microscopic irregularities in the height direction of the surface, but also to narrow the distance between the microscopic irregularities. Therefore, the inventors further investigated the relationship between the microscopic irregularities on the surface of the alloy material and the formation of the alumina coating, taking into consideration not only the arithmetic mean roughness Ra, which is an index of the microscopic irregularities in the height direction of the surface, but also the average length RSm, which is an index of the distance between the microscopic irregularities.
その結果、化学組成中の各元素含有量が上述の範囲内であり、かつ、表面の微視的な凹凸の指標である式（１）に定義するＳｒが３００．０μｍ以下であれば、表面の微視的な凹凸が十分に抑制されており、アルミナ被膜が緻密に形成され、その結果、高温浸炭環境において優れた耐浸炭性が得られることを知見した。
Ｓｒ＝２［（２Ｒａ）２＋（５００ＲＳｍ）２］０．５ （１）
As a result, it was found that if the content of each element in the chemical composition is within the above-mentioned range and Sr, which is an index of microscopic surface unevenness and is defined in formula (1), is 300.0 μm or less, the microscopic surface unevenness is sufficiently suppressed and a dense alumina coating is formed, resulting in excellent carburization resistance in a high-temperature carburization environment.
Sr = 2 [(2Ra) 2 + (500RSm) 2 ] 0.5 (1)
以上の知見に基づいて完成した本実施形態によるオーステナイト系合金材は、次の構成を有する。 The austenitic alloy material according to this embodiment, which was completed based on the above findings, has the following composition:
［１］
オーステナイト系合金材であって、
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．１５０％以下、
Ｓｉ：０．０１～１．００％、
Ｍｎ：０．０１～１．００％、
Ｐ：０．０４０％以下、
Ｓ：０．００５０％以下、
Ｃｒ：１０．００～２５．００％、
Ｎｉ：２５．００～５０．００％、
ｓｏｌ．Ａｌ：２．５０～３．５０％、
Ｎｂ：０．５０～２．００％、
Ｎ：０．００５０～０．０３００％、及び、
Ｃａ：０．０００２～０．０１００％、を含有し、
残部はＦｅ及び不純物からなり、
前記オーステナイト系合金材の表面の算術平均粗さをＲａ（μｍ）と定義し、平均長さをＲＳｍ（ｍｍ）と定義したとき、式（１）で定義されるＳｒが３００．０μｍ以下である、
オーステナイト系合金材。
Ｓｒ＝２［（２Ｒａ）２＋（５００ＲＳｍ）２］０．５ （１）
[1]
An austenitic alloy material,
The chemical composition, in mass%, is
C: 0.150% or less,
Si: 0.01 to 1.00%,
Mn: 0.01 to 1.00%,
P: 0.040% or less,
S: 0.0050% or less,
Cr: 10.00 to 25.00%,
Ni: 25.00 to 50.00%,
sol. Al: 2.50 to 3.50%,
Nb: 0.50 to 2.00%,
N: 0.0050 to 0.0300%, and
Ca: 0.0002 to 0.0100%,
The balance is Fe and impurities.
When the arithmetic mean roughness of the surface of the austenitic alloy material is defined as Ra (μm) and the mean length is defined as RSm (mm), Sr defined by formula (1) is 300.0 μm or less.
Austenitic alloy material.
Sr = 2 [(2Ra) 2 + (500RSm) 2 ] 0.5 (1)
［２］
オーステナイト系合金材であって、
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．１５０％以下、
Ｓｉ：０．０１～１．００％、
Ｍｎ：０．０１～１．００％、
Ｐ：０．０４０％以下、
Ｓ：０．００５０％以下、
Ｃｒ：１０．００～２５．００％、
Ｎｉ：２５．００～５０．００％、
ｓｏｌ．Ａｌ：２．５０～３．５０％、
Ｎｂ：０．５０～２．００％、
Ｎ：０．００５０～０．０３００％、及び、
Ｃａ：０．０００２～０．０１００％、を含有し、
前記化学組成はさらに、第１群～第３群からなる群から選択される１種以上を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、
前記オーステナイト系合金材の表面の算術平均粗さをＲａ（μｍ）と定義し、平均長さをＲＳｍ（ｍｍ）と定義したとき、式（１）で定義されるＳｒが３００．０μｍ以下である、
オーステナイト系合金材。
Ｓｒ＝２［（２Ｒａ）２＋（５００ＲＳｍ）２］０．５ （１）
［第１群］
Ｗ：５．００％以下、
Ｂ：０．０１００％以下、
Ｃｕ：０．１０％以下、
Ｃｏ：０．１０％以下、
Ｍｏ：０．１０％以下、
Ｔｉ：０．１００％以下、及び、
Ｖ：０．２０％以下、からなる群から選択される１種以上
［第２群］
Ｚｒ：０．２０％以下、
Ｈｆ：０．１０％以下、
Ａｓ：０．１０％以下、及び、
Ｓｎ：０．０５０％以下、からなる群から選択される１種以上
［第３群］
Ｍｇ：０．０１０％以下、及び、
希土類元素：０．５０％以下、からなる群から選択される１種以上
[2]
An austenitic alloy material,
The chemical composition, in mass%, is
C: 0.150% or less,
Si: 0.01 to 1.00%,
Mn: 0.01 to 1.00%,
P: 0.040% or less,
S: 0.0050% or less,
Cr: 10.00 to 25.00%,
Ni: 25.00 to 50.00%,
sol. Al: 2.50 to 3.50%,
Nb: 0.50 to 2.00%,
N: 0.0050 to 0.0300%, and
Ca: 0.0002 to 0.0100%,
The chemical composition further contains one or more elements selected from the group consisting of first to third groups, with the balance being Fe and impurities;
When the arithmetic mean roughness of the surface of the austenitic alloy material is defined as Ra (μm) and the mean length is defined as RSm (mm), Sr defined by formula (1) is 300.0 μm or less.
Austenitic alloy material.
Sr = 2 [(2Ra) 2 + (500RSm) 2 ] 0.5 (1)
[First Group]
W: 5.00% or less,
B: 0.0100% or less,
Cu: 0.10% or less,
Co: 0.10% or less,
Mo: 0.10% or less,
Ti: 0.100% or less, and
V: 0.20% or less, and one or more selected from the group consisting of [Group 2]
Zr: 0.20% or less,
Hf: 0.10% or less,
As: 0.10% or less, and
Sn: 0.050% or less, one or more selected from the group consisting of [Group 3]
Mg: 0.010% or less, and
Rare earth elements: 0.50% or less, one or more selected from the group consisting of
［３］
［２］に記載のオーステナイト系合金材であって、
前記化学組成は、第１群を含有する、
オーステナイト系合金材。
[3]
The austenitic alloy material according to [2],
The chemical composition comprises a first group,
Austenitic alloy material.
［４］
［２］又は［３］に記載のオーステナイト系合金材であって、
前記化学組成は、第２群を含有する、
オーステナイト系合金材。
[4]
The austenitic alloy material according to [2] or [3],
The chemical composition contains a second group,
Austenitic alloy material.
［５］
［２］～［４］のいずれか１項に記載のオーステナイト系合金材であって、
前記化学組成は、第３群を含有する、
オーステナイト系合金材。
[5]
[2] to [4], wherein the austenitic alloy material is
The chemical composition contains a third group,
Austenitic alloy material.
以下、本実施形態によるオーステナイト系合金材について詳述する。
なお、元素に関する「％」は、特に断りがない限り、質量％を意味する。
The austenitic alloy material according to this embodiment will be described in detail below.
Unless otherwise specified, "%" for an element means mass %.
［本実施形態のオーステナイト系合金材の特徴］
本実施形態のオーステナイト系合金材は、次の特徴を満たす。
（特徴１）
化学組成中の各元素含有量が本実施形態に示すとおりである。
（特徴２）
オーステナイト系合金材の表面の算術平均粗さをＲａ（μｍ）と定義し、平均長さをＲＳｍ（ｍｍ）と定義したとき、式（１）で定義されるＳｒが３００．０μｍ以下である。
Ｓｒ＝２［（２Ｒａ）２＋（５００ＲＳｍ）２］０．５ （１）
以下、各特徴について説明する。
[Features of the austenitic alloy material according to the present embodiment]
The austenitic alloy material of this embodiment satisfies the following characteristics.
(Feature 1)
The content of each element in the chemical composition is as shown in this embodiment.
(Feature 2)
When the arithmetic mean roughness of the surface of an austenitic alloy material is defined as Ra (μm) and the mean length is defined as RSm (mm), Sr defined by formula (1) is 300.0 μm or less.
Sr = 2 [(2Ra) 2 + (500RSm) 2 ] 0.5 (1)
Each feature will be explained below.
［（特徴１）化学組成について］
本実施形態によるオーステナイト系合金材の化学組成は、次の元素を含有する。
[Feature 1: Chemical composition]
The chemical composition of the austenitic alloy material according to this embodiment contains the following elements.
Ｃ：０．１５０％以下
炭素（Ｃ）は不可避に含有される。Ｃは炭化物を生成し、高温浸炭環境での合金材のクリープ強度を高める。Ｃ含有量が少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
一方、Ｃ含有量が０．１５０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、合金材の鋳造後の凝固組織中に粗大な共晶炭化物が生成する。粗大な共晶炭化物は、合金材の靱性を低下する。
したがって、Ｃ含有量は０．１５０％以下である。
Ｃ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．００１％であり、さらに好ましくは０．０１０％であり、さらに好ましくは０．０５０％であり、さらに好ましくは０．０７０％である。
Ｃ含有量の好ましい上限は０．１４０％であり、さらに好ましくは０．１３０％であり、さらに好ましくは０．１２０％である。
C: 0.150% or less Carbon (C) is inevitably contained. C forms carbides and increases the creep strength of the alloy material in a high-temperature carburizing environment. Even if the C content is even a small amount, the above effect can be obtained to a certain extent.
On the other hand, if the C content exceeds 0.150%, even if the contents of other elements are within the ranges of this embodiment, coarse eutectic carbides are generated in the solidified structure after casting of the alloy material, which reduces the toughness of the alloy material.
Therefore, the C content is 0.150% or less.
The lower limit of the C content is preferably more than 0%, more preferably 0.001%, still more preferably 0.010%, still more preferably 0.050%, and still more preferably 0.070%.
The upper limit of the C content is preferably 0.140%, more preferably 0.130%, and further preferably 0.120%.
Ｓｉ：０．０１～１．００％
シリコン（Ｓｉ）は、製鋼工程において、合金材を脱酸する。Ｓｉ含有量が０．０１％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。
一方、Ｓｉ含有量が１．００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、合金材の熱間加工性が低下する。
したがって、Ｓｉ含有量は０．０１～１．００％である。
Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．０２％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．０８％である。
Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．８０％であり、さらに好ましくは０．６０％であり、さらに好ましくは０．４０％であり、さらに好ましくは０．３０％である。
Si: 0.01 to 1.00%
Silicon (Si) deoxidizes the alloy material in the steelmaking process. If the Si content is less than 0.01%, the above effect cannot be sufficiently obtained even if the contents of other elements are within the ranges of this embodiment.
On the other hand, if the Si content exceeds 1.00%, the hot workability of the alloy material decreases even if the contents of other elements are within the ranges of this embodiment.
Therefore, the Si content is 0.01 to 1.00%.
The lower limit of the Si content is preferably 0.02%, more preferably 0.05%, and further preferably 0.08%.
The upper limit of the Si content is preferably 0.80%, more preferably 0.60%, further preferably 0.40%, and further preferably 0.30%.
Ｍｎ：０．０１～１．００％
マンガン（Ｍｎ）は、合金材中のＳと結合してＭｎＳを形成し、合金材の熱間加工性を高める。Ｍｎ含有量が０．０１％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。
一方、Ｍｎ含有量が１．００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、合金材の硬さが過剰に高くなる。この場合、合金材の熱間加工性が低下する。
したがって、Ｍｎ含有量は０．０１～１．００％である。
Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．０２％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．０８％である。
Ｍｎ含有量の好ましい上限は０．８０％であり、さらに好ましくは０．６０％であり、さらに好ましくは０．４０％であり、さらに好ましくは０．３０％である。
Mn: 0.01 to 1.00%
Manganese (Mn) combines with S in the alloy material to form MnS, improving the hot workability of the alloy material. If the Mn content is less than 0.01%, the above effects cannot be sufficiently obtained even if the contents of other elements are within the ranges of this embodiment.
On the other hand, if the Mn content exceeds 1.00%, even if the contents of other elements are within the ranges of this embodiment, the hardness of the alloy material becomes excessively high, and in this case, the hot workability of the alloy material decreases.
Therefore, the Mn content is 0.01 to 1.00%.
The lower limit of the Mn content is preferably 0.02%, more preferably 0.05%, and further preferably 0.08%.
The upper limit of the Mn content is preferably 0.80%, more preferably 0.60%, further preferably 0.40%, and further preferably 0.30%.
Ｐ：０．０４０％以下
リン（Ｐ）は不純物である。Ｐ含有量が０．０４０％を超えれば、Ｐが合金材の粒界に過剰に偏析する。そのため、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、合金材の熱間加工性及び溶接性が低下する。
したがって、Ｐ含有量は０．０４０％以下である。
Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｐ含有量の過剰な低減は、合金材の製造コストを引き上げる。したがって、通常の工業生産を考慮すれば、Ｐ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％である。
Ｐ含有量の好ましい上限は０．０３５％であり、さらに好ましくは０．０３０％であり、さらに好ましくは０．０２５％であり、さらに好ましくは０．０２０％であり、さらに好ましくは０．０１８％である。
P: 0.040% or less Phosphorus (P) is an impurity. If the P content exceeds 0.040%, P will segregate excessively at the grain boundaries of the alloy material. Therefore, even if the contents of other elements are within the ranges of this embodiment, the hot workability and weldability of the alloy material will be reduced.
Therefore, the P content is 0.040% or less.
The P content is preferably as low as possible. However, excessive reduction in the P content increases the manufacturing cost of the alloy material. Therefore, in consideration of normal industrial production, the lower limit of the P content is preferably more than 0%, more preferably 0.001%, and even more preferably 0.002%.
The upper limit of the P content is preferably 0.035%, more preferably 0.030%, still more preferably 0.025%, still more preferably 0.020%, and still more preferably 0.018%.
Ｓ：０．００５０％以下
硫黄（Ｓ）は不純物である。Ｓ含有量が０．００５０％を超えれば、Ｓが合金材の粒界に過剰に偏析する。そのため、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、合金材の熱間加工性及び溶接性が低下する。
したがって、Ｓ含有量は０．００５０％以下である。
Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｓ含有量の過剰な低減は、合金材の製造コストを引き上げる。したがって、通常の工業生産を考慮すれば、Ｓ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００２％である。
Ｓ含有量の好ましい上限は０．００４０％であり、さらに好ましくは０．００３０％であり、さらに好ましくは０．００２０％であり、さらに好ましくは０．００１５％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。
S: 0.0050% or less Sulfur (S) is an impurity. If the S content exceeds 0.0050%, S will segregate excessively at the grain boundaries of the alloy material. Therefore, even if the contents of other elements are within the ranges of this embodiment, the hot workability and weldability of the alloy material will be reduced.
Therefore, the S content is 0.0050% or less.
The S content is preferably as low as possible. However, excessive reduction in the S content increases the manufacturing cost of the alloy material. Therefore, in consideration of normal industrial production, the preferred lower limit of the S content is more than 0%, more preferably 0.0001%, and even more preferably 0.0002%.
The upper limit of the S content is preferably 0.0040%, more preferably 0.0030%, still more preferably 0.0020%, still more preferably 0.0015%, and still more preferably 0.0010%.
Ｃｒ：１０．００～２５．００％
クロム（Ｃｒ）は、高温浸炭環境での使用時において、アルミナ被膜の形成を促進する。Ｃｒはさらに、合金材中のＣと結合して炭化物を形成し、析出強化により、合金材のクリープ強度を高める。Ｃｒ含有量が１０．００％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。
一方、Ｃｒ含有量が２５．００％を超えれば、高温浸炭環境において、Ｃｒは雰囲気ガス（炭化水素ガス）由来のＣと結合して、合金表面にＣｒ炭化物を過剰に形成する。この場合、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、高温浸炭環境において、アルミナ被膜が十分に形成されない。
したがって、Ｃｒ含有量は１０．００～２５．００％である。
Ｃｒ含有量の好ましい下限は１０．５０％であり、さらに好ましくは１１．００％であり、さらに好ましくは１１．５０％であり、さらに好ましくは１２．００％である。
Ｃｒ含有量の好ましい上限は２４．００％であり、さらに好ましくは２３．５０％であり、さらに好ましくは２３．００％であり、さらに好ましくは２２．５０％であり、さらに好ましくは２２．００％である。
Cr: 10.00 to 25.00%
Chromium (Cr) promotes the formation of an alumina film when used in a high-temperature carburizing environment. Cr also combines with C in the alloy material to form carbides, which enhances the creep strength of the alloy material through precipitation strengthening. If the Cr content is less than 10.00%, the above effects cannot be sufficiently obtained even if the contents of other elements are within the ranges of this embodiment.
On the other hand, if the Cr content exceeds 25.00%, in a high-temperature carburizing environment, Cr combines with C derived from the atmospheric gas (hydrocarbon gas) to form an excessive amount of Cr carbide on the alloy surface, and in this case, even if the contents of other elements are within the ranges of this embodiment, an alumina coating is not sufficiently formed in the high-temperature carburizing environment.
Therefore, the Cr content is 10.00 to 25.00%.
The lower limit of the Cr content is preferably 10.50%, more preferably 11.00%, further preferably 11.50%, and further preferably 12.00%.
The upper limit of the Cr content is preferably 24.00%, more preferably 23.50%, still more preferably 23.00%, still more preferably 22.50%, and still more preferably 22.00%.
Ｎｉ：２５．００～５０．００％
ニッケル（Ｎｉ）はオーステナイトを安定化して、高温浸炭環境での合金材のクリープ強度を高める。Ｎｉはさらに、高温浸炭環境において、合金材の耐浸炭性を高める。Ｎｉ含有量が２５．００％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。
一方、Ｎｉ含有量が５０．００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、合金材の熱間加工性が低下する。
したがって、Ｎｉ含有量は２５．００～５０．００％である。
Ｎｉ含有量の好ましい下限は、２７．００％であり、さらに好ましくは２９．００％であり、さらに好ましくは３１．００％である。
Ｎｉ含有量の好ましい上限は４５．００％であり、さらに好ましくは４０．００％であり、さらに好ましくは３８．００％であり、さらに好ましくは３６．００％である。
Ni: 25.00 to 50.00%
Nickel (Ni) stabilizes austenite and enhances the creep strength of the alloy material in a high-temperature carburization environment. Ni also enhances the carburization resistance of the alloy material in a high-temperature carburization environment. If the Ni content is less than 25.00%, the above effects cannot be sufficiently obtained even if the contents of other elements are within the ranges of this embodiment.
On the other hand, if the Ni content exceeds 50.00%, the hot workability of the alloy material decreases even if the contents of other elements are within the ranges of this embodiment.
Therefore, the Ni content is 25.00 to 50.00%.
The lower limit of the Ni content is preferably 27.00%, more preferably 29.00%, and further preferably 31.00%.
The upper limit of the Ni content is preferably 45.00%, more preferably 40.00%, further preferably 38.00%, and further preferably 36.00%.
ｓｏｌ．Ａｌ：２．５０～３．５０％
アルミニウム（Ａｌ）は、高温浸炭環境で合金材を使用しているときに、合金材の表面にアルミナ被膜を形成する。高温浸炭環境において、アルミナ被膜は、クロミア被膜と比較して、熱力学的に安定である。そのため、Ａｌは、高温浸炭環境での合金材の耐浸炭性を高める。ｓｏｌ．Ａｌ含有量が２．５０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。
一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が３．５０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、製造工程中において、γ’相（Ｎｉ３Ａｌ）に代表される粗大な金属間化合物が生成する。この場合、合金材の熱間加工性が低下する。
したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は２．５０～３．５０％である。
ｓｏｌ．Ａｌ含有量の好ましい下限は２．５５％であり、さらに好ましくは２．６０％であり、さらに好ましくは２．６５％である。
ｓｏｌ．Ａｌ含有量の好ましい上限は３．４５％であり、さらに好ましくは３．４０％であり、さらに好ましくは３．３５％であり、さらに好ましくは３．３０％であり、さらに好ましくは３．２５％である。
ここで、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、酸可溶Ａｌの含有量を意味する。
sol. Al: 2.50 to 3.50%
Aluminum (Al) forms an alumina coating on the surface of an alloy material when the alloy material is used in a high-temperature carburizing environment. In a high-temperature carburizing environment, the alumina coating is thermodynamically stronger than the chromia coating. Therefore, Al enhances the carburization resistance of the alloy material in a high-temperature carburization environment. If the sol. Al content exceeds 2.50%, the contents of other elements are within the range of this embodiment. However, the above effects cannot be sufficiently obtained.
On the other hand, if the sol. Al content exceeds 3.50%, even if the contents of other elements are within the range of this embodiment, the γ′ phase (Ni 3 Al) represented by Coarse intermetallic compounds are formed, which reduces the hot workability of the alloy material.
Therefore, the sol. Al content is 2.50 to 3.50%.
The lower limit of the sol. Al content is preferably 2.55%, more preferably 2.60%, and further preferably 2.65%.
The upper limit of the sol. Al content is preferably 3.45%, more preferably 3.40%, still more preferably 3.35%, still more preferably 3.30%, and still more preferably 3. . 25%.
Here, the sol. Al content means the content of acid-soluble Al.
Ｎｂ：０．５０～２．００％
ニオブ（Ｎｂ）は、高温浸炭環境での合金材の使用中において、析出強化相である金属間化合物（ラーベス相及びＮｉ３Ｎｂ相）を形成する。これらの金属間化合物は、合金材の結晶粒界及び結晶粒内を析出強化して、合金材のクリープ強度を高める。Ｎｂ含有量が０．５０％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。
一方、Ｎｂ含有量が２．００％を超えれば、上述の金属間化合物が過剰に生成する。この場合、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、合金材の靱性が低下する。
したがって、Ｎｂ含有量は０．５０～２．００％である。
Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．６０％であり、さらに好ましくは０．７０％であり、さらに好ましくは０．８０％である。
Ｎｂ含有量の好ましい上限は１．８０％であり、さらに好ましくは１．６０％であり、さらに好ましくは１．４０％であり、さらに好ましくは１．２０％であり、さらに好ましくは１．１０％である。
Nb: 0.50 to 2.00%
Niobium (Nb) forms intermetallic compounds (Laves phase and Ni3Nb phase) that are precipitation strengthening phases during use of the alloy material in a high-temperature carburizing environment. These intermetallic compounds precipitation strengthen the grain boundaries and grain interiors of the alloy material, thereby increasing the creep strength of the alloy material. If the Nb content is less than 0.50%, the above effects cannot be sufficiently obtained even if the contents of other elements are within the ranges of this embodiment.
On the other hand, if the Nb content exceeds 2.00%, the above-mentioned intermetallic compounds are excessively formed, and in this case, the toughness of the alloy material decreases even if the contents of other elements are within the ranges of this embodiment.
Therefore, the Nb content is 0.50 to 2.00%.
The lower limit of the Nb content is preferably 0.60%, more preferably 0.70%, and further preferably 0.80%.
The upper limit of the Nb content is preferably 1.80%, more preferably 1.60%, still more preferably 1.40%, still more preferably 1.20%, and still more preferably 1.10%.
Ｎ：０．００５０～０．０３００％
窒素（Ｎ）はマトリクス（母相）に固溶してオーステナイトを安定化し、高温浸炭環境での合金材のクリープ強度を高める。Ｎ含有量が０．００５０％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。
一方、Ｎ含有量が０．０３００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、粗大な窒化物及び／又は粗大な炭窒化物が生成する。粗大な窒化物及び／又は粗大な炭窒化物は、合金材の靱性を低下する。
したがって、Ｎ含有量は０．００５０～０．０３００％である。
Ｎ含有量の好ましい下限は０．００６０％であり、さらに好ましくは０．００７０％であり、さらに好ましくは０．００８０％である。
Ｎ含有量の好ましい上限は０．０２５０％であり、さらに好ましくは０．０２００％であり、さらに好ましくは０．０１８０％であり、さらに好ましくは０．０１６０％である。
N: 0.0050 to 0.0300%
Nitrogen (N) dissolves in the matrix (parent phase) to stabilize austenite and increase the creep strength of the alloy material in a high-temperature carburizing environment. If the N content is less than 0.0050%, the above effect cannot be sufficiently obtained even if the contents of other elements are within the ranges of this embodiment.
On the other hand, if the N content exceeds 0.0300%, even if the contents of other elements are within the ranges of this embodiment, coarse nitrides and/or coarse carbonitrides are generated, which reduces the toughness of the alloy material.
Therefore, the N content is 0.0050 to 0.0300%.
The lower limit of the N content is preferably 0.0060%, more preferably 0.0070%, and further preferably 0.0080%.
The upper limit of the N content is preferably 0.0250%, more preferably 0.0200%, further preferably 0.0180%, and further preferably 0.0160%.
Ｃａ：０．０００２～０．０１００％
カルシウム（Ｃａ）は、Ｓと結合して硫化物を形成し、Ｓを固定する。これにより、合金材の熱間加工性が高まる。Ｃａ含有量が０．０００２％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。
一方、Ｃａ含有量が０．０１００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、粗大な酸化物が生成し、合金材の熱間加工性が低下する。
したがって、Ｃａ含有量は０．０００２～０．０１００％である。
Ｃａ含有量の好ましい下限は０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００４％であり、さらに好ましくは０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。
Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００９０％であり、さらに好ましくは０．００８０％であり、さらに好ましくは０．００７０％であり、さらに好ましくは０．００６０％であり、さらに好ましくは０．００５５％である。
Ca: 0.0002 to 0.0100%
Calcium (Ca) combines with S to form sulfides and fix S. This improves the hot workability of the alloy material. If the Ca content is less than 0.0002%, the above effects cannot be sufficiently obtained even if the contents of other elements are within the ranges of this embodiment.
On the other hand, if the Ca content exceeds 0.0100%, even if the contents of other elements are within the ranges of this embodiment, coarse oxides are generated, and the hot workability of the alloy material is reduced.
Therefore, the Ca content is 0.0002 to 0.0100%.
The lower limit of the Ca content is preferably 0.0003%, more preferably 0.0004%, further preferably 0.0005%, and further preferably 0.0010%.
The upper limit of the Ca content is preferably 0.0090%, more preferably 0.0080%, further preferably 0.0070%, further preferably 0.0060%, and further preferably 0.0055%.
本実施形態によるオーステナイト系合金材の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここで、化学組成における不純物とは、オーステナイト系合金材を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、又は製造環境などから混入されるものであって、本実施形態によるオーステナイト系合金材に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。 The balance of the chemical composition of the austenitic alloy material according to this embodiment is composed of Fe and impurities. Here, impurities in the chemical composition refer to substances that are mixed in from raw materials such as ore, scrap, or the manufacturing environment when industrially manufacturing the austenitic alloy material, and are acceptable to the extent that they do not adversely affect the austenitic alloy material according to this embodiment.
［任意元素（Ｏｐｔｉｏｎａｌ Ｅｌｅｍｅｎｔｓ）］
本実施形態のオーステナイト系合金材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、第１群～第３群からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。
［第１群］
Ｗ：５．００％以下、
Ｂ：０．０１００％以下、
Ｃｕ：０．１０％以下、
Ｃｏ：０．１０％以下、
Ｍｏ：０．１０％以下、
Ｔｉ：０．１００％以下、及び、
Ｖ：０．２０％以下、からなる群から選択される１種以上
［第２群］
Ｚｒ：０．２０％以下、
Ｈｆ：０．１０％以下、
Ａｓ：０．１０％以下、及び、
Ｓｎ：０．０５０％以下、からなる群から選択される１種以上
［第３群］
Ｍｇ：０．０１０％以下、及び、
希土類元素：０．５０％以下、からなる群から選択される１種以上
以下、任意元素について説明する。
[Optional Elements]
The chemical composition of the austenitic alloy material of this embodiment may further contain, in place of a portion of Fe, one or more elements selected from the group consisting of first to third groups.
[First Group]
W: 5.00% or less,
B: 0.0100% or less,
Cu: 0.10% or less,
Co: 0.10% or less,
Mo: 0.10% or less,
Ti: 0.100% or less, and
V: 0.20% or less, and one or more selected from the group consisting of [Group 2]
Zr: 0.20% or less,
Hf: 0.10% or less,
As: 0.10% or less; and
Sn: 0.050% or less, one or more selected from the group consisting of [Group 3]
Mg: 0.010% or less, and
Rare earth elements: 0.50% or less, at least one selected from the group consisting of: Optional elements will be described below.
［第１群：Ｗ、Ｂ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｍｏ、Ｔｉ及びＶ］
実施形態の合金材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、上述の第１群を含有してもよい。これらの元素は任意元素であり、いずれも、高温浸炭環境下での合金材のクリープ強度を高める。以下、各元素について説明する。
[First group: W, B, Cu, Co, Mo, Ti and V]
The chemical composition of the alloy material of the embodiment may further contain the above-mentioned first group elements in place of a part of Fe. These elements are optional elements, and all of them increase the creep strength of the alloy material in a high-temperature carburization environment. Each element will be described below.
Ｗ：５．００％以下
タングステン（Ｗ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｗは０％であってもよい。
含有される場合、Ｗはオーステナイトに固溶して固溶強化により合金材のクリープ強度を高める。Ｗはさらに、高温浸炭環境での合金材の使用中において、合金材中にラーベス相を形成し、析出強化により、合金材のクリープ強度を高める。Ｗが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
しかしながら、Ｗ含有量が５．００％を超えれば、ラーベス相が過剰に生成する。この場合、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、合金材の熱間加工性及び靱性が低下する。
したがって、Ｗ含有量は０～５．００％であり、含有される場合、５．００％以下である。
Ｗ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％であり、さらに好ましくは０．２０％である。Ｃ含有量が０．０７０％未満である場合、Ｗ含有量の好ましい下限は２．００％であり、さらに好ましくは２．５０％である。
Ｗ含有量の好ましい上限は４．９０％であり、さらに好ましくは４．８０％であり、さらに好ましくは４．５０％であり、さらに好ましくは４．００％である。
W: 5.00% or less Tungsten (W) is an optional element and does not have to be contained. In other words, W may be 0%.
When W is contained, it dissolves in austenite and increases the creep strength of the alloy material through solid solution strengthening. Furthermore, W forms a Laves phase in the alloy material during use in a high-temperature carburizing environment, and increases the creep strength of the alloy material through precipitation strengthening. Even if even a small amount of W is contained, the above effects can be obtained to some extent.
However, if the W content exceeds 5.00%, the Laves phase is formed in excess, and in this case, the hot workability and toughness of the alloy material are deteriorated even if the contents of other elements are within the ranges of this embodiment.
Therefore, the W content is 0 to 5.00%, and if W is contained, it is 5.00% or less.
The lower limit of the W content is preferably more than 0%, more preferably 0.01%, more preferably 0.05%, more preferably 0.10%, and even more preferably 0.20%. When the C content is less than 0.070%, the lower limit of the W content is preferably 2.00%, and even more preferably 2.50%.
The upper limit of the W content is preferably 4.90%, more preferably 4.80%, further preferably 4.50%, and further preferably 4.00%.
Ｂ：０．０１００％以下
ボロン（Ｂ）は、任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｂ含有量は０％であってもよい。
含有される場合、Ｂは粒径に偏析して、粒界での金属間化合物の生成を促進する。これにより、Ｂは、高温浸炭環境での合金材のクリープ強度を高める。Ｂが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
しかしながら、Ｂ含有量が０．０１００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、合金材の溶接性及び熱間加工性が低下する。
したがって、Ｂ含有量は０～０．０１００％であり、含有される場合、０．０１００％以下である。
Ｂ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００５％である。
Ｂ含有量の好ましい上限は０．００８０％であり、さらに好ましくは０．００６０％であり、さらに好ましくは０．００４０％であり、さらに好ましくは０．００３０％であり、さらに好ましくは０．００２５％である。
B: 0.0100% or less Boron (B) is an optional element and does not necessarily have to be contained. In other words, the B content may be 0%.
When B is contained, it segregates in the grain size and promotes the formation of intermetallic compounds at the grain boundaries. As a result, B increases the creep strength of the alloy material in a high-temperature carburizing environment. Even if even a small amount of B is contained, the above effect can be obtained to a certain extent.
However, if the B content exceeds 0.0100%, the weldability and hot workability of the alloy material are deteriorated even if the contents of other elements are within the ranges of this embodiment.
Therefore, the B content is 0 to 0.0100%, and if contained, it is 0.0100% or less.
The lower limit of the B content is preferably more than 0%, more preferably 0.0001%, further preferably 0.0003%, and further preferably 0.0005%.
The upper limit of the B content is preferably 0.0080%, more preferably 0.0060%, still more preferably 0.0040%, still more preferably 0.0030%, and still more preferably 0.0025%.
Ｃｕ：０．１０％以下
銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃｕは０％であってもよい。
含有される場合、Ｃｕは、析出強化により、合金材のクリープ強度を高める。Ｃｕが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
しかしながら、Ｃｕが０．１０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、合金材の熱間加工性が低下する。
したがって、Ｃｕ含有量は０～０．１０％であり、含有される場合、０．１０％以下である。
Ｃｕ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％である。
Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．０９％であり、さらに好ましくは０．０８％であり、さらに好ましくは０．０７％である。
Cu: 0.10% or less Copper (Cu) is an optional element and does not necessarily have to be contained. In other words, Cu may be 0%.
When contained, Cu enhances the creep strength of the alloy material by precipitation strengthening, and even if even a small amount of Cu is contained, the above effect can be obtained to some extent.
However, if the Cu content exceeds 0.10%, the hot workability of the alloy material decreases even if the contents of other elements are within the ranges of this embodiment.
Therefore, the Cu content is 0 to 0.10%, and if contained, it is 0.10% or less.
The lower limit of the Cu content is preferably more than 0%, more preferably 0.01%, and further preferably 0.02%.
The upper limit of the Cu content is preferably 0.09%, more preferably 0.08%, and further preferably 0.07%.
Ｃｏ：０．１０％以下
コバルト（Ｃｏ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃｏ含有量は０％であってもよい。
含有される場合、Ｃｏは、オーステナイトを安定化して、４００～７００℃の平均操業温度での合金材の高温強度を高める。Ｃｏが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
しかしながら、Ｃｏ含有量が０．１０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、合金材の熱間加工性が低下する。
したがって、Ｃｏ含有量は０～０．１０％であり、含有される場合、０．１０％以下である。
Ｃｏ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％である。
Ｃｏ含有量の好ましい上限は０．０９％であり、さらに好ましくは０．０８％であり、さらに好ましくは０．０７％であ。
Co: 0.10% or less Cobalt (Co) is an optional element and may not be contained. In other words, the Co content may be 0%.
When contained, Co stabilizes austenite and enhances the high-temperature strength of the alloy material at an average operating temperature of 400 to 700° C. If even a small amount of Co is contained, the above effect can be obtained to some extent.
However, if the Co content exceeds 0.10%, the hot workability of the alloy material decreases even if the contents of other elements are within the ranges of this embodiment.
Therefore, the Co content is 0 to 0.10%, and if Co is contained, it is 0.10% or less.
The lower limit of the Co content is preferably more than 0%, and more preferably 0.01%.
The upper limit of the Co content is preferably 0.09%, more preferably 0.08%, and further preferably 0.07%.
Ｍｏ：０．１０％以下
モリブデン（Ｍｏ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｍｏ含有量は０％であってもよい。
含有される場合、Ｍｏは、オーステナイトに固溶して固溶強化により合金材のクリープ強度を高める。Ｍｏが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
しかしながら、Ｍｏ含有量が０．１０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、合金材の熱間加工性が低下する。
したがって、Ｍｏ含有量は０～０．１０％であり、含有される場合、０．１０％以下である。
Ｍｏ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％である。
Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．０９％であり、さらに好ましくは０．０８％であり、さらに好ましくは０．０７％である。
Mo: 0.10% or less Molybdenum (Mo) is an optional element and may not be contained. In other words, the Mo content may be 0%.
When Mo is contained, it dissolves in austenite and increases the creep strength of the alloy material through solid solution strengthening. Even if even a small amount of Mo is contained, the above effect can be obtained to some extent.
However, if the Mo content exceeds 0.10%, the hot workability of the alloy material decreases even if the contents of other elements are within the ranges of this embodiment.
Therefore, the Mo content is 0 to 0.10%, and if contained, it is 0.10% or less.
The lower limit of the Mo content is preferably more than 0%, more preferably 0.01%, and further preferably 0.02%.
The upper limit of the Mo content is preferably 0.09%, more preferably 0.08%, and further preferably 0.07%.
Ｔｉ：０．１００％以下
チタン（Ｔｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｔｉ含有量は０％であってもよい。
含有される場合、Ｔｉは、析出強化相となる金属間化合物（ラーベス相及びＮｉ３Ｔｉ）を形成して、析出強化により合金材のクリープ強度を高める。Ｔｉが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
しかしながら、Ｔｉ含有量が０．１００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上述の金属間化合物が過剰に生成して、合金材の熱間加工性が低下する。
したがって、Ｔｉ含有量は０～０．１００％であり、含有される場合、０．１００％以下である。
Ｔｉ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．００１％であり、さらに好ましくは０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１０％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。
Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０９０％であり、さらに好ましくは０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０７０％である。
Ti: 0.100% or less Titanium (Ti) is an optional element and may not be contained. In other words, the Ti content may be 0%.
When contained, Ti forms intermetallic compounds (Laves phase and Ni3Ti ) that become precipitation strengthening phases, and increases the creep strength of the alloy material through precipitation strengthening. If even a small amount of Ti is contained, the above effect can be obtained to some extent.
However, if the Ti content exceeds 0.100%, even if the contents of other elements are within the ranges of this embodiment, the above-mentioned intermetallic compounds are excessively formed, and the hot workability of the alloy material is reduced.
Therefore, the Ti content is 0 to 0.100%, and if contained, it is 0.100% or less.
The lower limit of the Ti content is preferably more than 0%, more preferably 0.001%, further preferably 0.005%, further preferably 0.010%, and further preferably 0.020%.
The upper limit of the Ti content is preferably 0.090%, more preferably 0.080%, and further preferably 0.070%.
Ｖ：０．２０％以下
バナジウム（Ｖ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｖ含有量は０％であってもよい。
含有される場合、Ｖは、Ｔｉと同様に、析出強化相となる金属間化合物を形成して、析出強化により合金材のクリープ強度を高める。Ｖが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
しかしながら、Ｖ含有量が０．２０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上述の金属間化合物が過剰に生成して、合金材の熱間加工性が低下する。
したがって、Ｖ含有量は０～０．２０％であり、含有される場合、０．２０％以下である。
Ｖ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％である。
Ｖ含有量の好ましい上限は０．１８％であり、さらに好ましくは０．１６％であり、さらに好ましくは０．１４％であり、さらに好ましくは０．１２％であり、さらに好ましくは０．１０％である。
Vanadium (V) is an optional element and may not be contained. In other words, the V content may be 0%.
When V is contained, like Ti, it forms an intermetallic compound that becomes a precipitation strengthening phase, and increases the creep strength of the alloy material through precipitation strengthening. Even if even a small amount of V is contained, the above effect can be obtained to a certain extent.
However, if the V content exceeds 0.20%, even if the contents of other elements are within the ranges of this embodiment, the above-mentioned intermetallic compounds are excessively formed, and the hot workability of the alloy material is reduced.
Therefore, the V content is 0 to 0.20%, and if contained, it is 0.20% or less.
The lower limit of the V content is preferably more than 0%, more preferably 0.01%, and even more preferably 0.02%.
The upper limit of the V content is preferably 0.18%, more preferably 0.16%, still more preferably 0.14%, still more preferably 0.12%, and still more preferably 0.10%.
［第２群：Ｚｒ、Ｈｆ、Ａｓ及びＳｎ］
実施形態の合金材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、上述の第２群を含有してもよい。これらの元素は任意元素であり、いずれも、高温浸炭環境において、合金材の表面でのアルミナ被膜の形成を促進する。以下、各元素について説明する。
[Group 2: Zr, Hf, As and Sn]
The chemical composition of the alloy material of the embodiment may further contain the above-mentioned second group instead of a part of Fe. These elements are optional elements, and each of them promotes the formation of an alumina coating on the surface of the alloy material in a high-temperature carburization environment. Each element will be described below.
Ｚｒ：０．２０％以下
ジルコニウム（Ｚｒ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｚｒ含有量は０％であってもよい。
含有される場合、Ｚｒは、高温浸炭環境での合金材の使用中において、合金材の表面でのアルミナ被膜の形成を促進する。Ｚｒが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
しかしながら、Ｚｒ含有量が０．２０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、合金材の製造工程中に、金属間化合物が生成する。この場合、合金材の熱間加工性が低下する。
したがって、Ｚｒ含有量は０～０．２０％以下であり、含有される場合、０．２０％以下である。
Ｚｒ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０３％であり、さらに好ましくは０．０５％である。
Ｚｒ含有量の好ましい上限は０．１５％であり、さらに好ましくは０．１０％であり、さらに好ましくは０．０８％である。
Zr: 0.20% or less Zirconium (Zr) is an optional element and may not be contained. In other words, the Zr content may be 0%.
When contained, Zr promotes the formation of an alumina film on the surface of the alloy material during use in a high-temperature carburizing environment. Even if even a small amount of Zr is contained, the above effect can be obtained to some extent.
However, if the Zr content exceeds 0.20%, even if the contents of other elements are within the ranges of this embodiment, intermetallic compounds are generated during the manufacturing process of the alloy material, and in this case, the hot workability of the alloy material is deteriorated.
Therefore, the Zr content is 0 to 0.20% or less, and if contained, it is 0.20% or less.
The lower limit of the Zr content is preferably more than 0%, more preferably 0.02%, further preferably 0.03%, and further preferably 0.05%.
The upper limit of the Zr content is preferably 0.15%, more preferably 0.10%, and further preferably 0.08%.
Ｈｆ：０．１０％以下
ハフニウム（Ｈｆ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｈｆ含有量は０％であってもよい。
含有される場合、Ｈｆは、高温浸炭環境での合金材の使用中において、合金材の表面でのアルミナ被膜の形成を促進する。Ｈｆが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
しかしながら、Ｈｆ含有量が０．１０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、合金材の製造工程中に、金属間化合物が生成する。この場合、合金材の熱間加工性が低下する。
したがって、Ｈｆ含有量は０～０．１０％以下であり、含有される場合、０．１０％以下である。
Ｈｆ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０３％である。
Ｈｆ含有量の好ましい上限は０．０９％であり、さらに好ましくは０．０８％であり、さらに好ましくは０．０７％である。
Hf: 0.10% or less Hafnium (Hf) is an optional element and does not necessarily have to be contained. In other words, the Hf content may be 0%.
When contained, Hf promotes the formation of an alumina film on the surface of the alloy material during use in a high-temperature carburizing environment. Even if even a small amount of Hf is contained, the above effect can be obtained to some extent.
However, if the Hf content exceeds 0.10%, even if the contents of other elements are within the ranges of this embodiment, intermetallic compounds are formed during the manufacturing process of the alloy material, and in this case, the hot workability of the alloy material is deteriorated.
Therefore, the Hf content is 0 to 0.10% or less, and if contained, it is 0.10% or less.
The lower limit of the Hf content is preferably more than 0%, more preferably 0.01%, further preferably 0.02%, and further preferably 0.03%.
The upper limit of the Hf content is preferably 0.09%, more preferably 0.08%, and further preferably 0.07%.
Ａｓ：０．１０％以下
砒素（Ａｓ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ａｓ含有量は０％であってもよい。
含有される場合、Ａｓは、高温浸炭環境での合金材の使用中において、合金材の表面でのアルミナ被膜の形成を促進する。Ａｓが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
しかしながら、Ａｓ含有量が０．１０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、合金材の製造工程中に、金属間化合物が生成する。この場合、合金材の熱間加工性が低下する。
したがって、Ａｓ含有量は０～０．１０％以下であり、含有される場合、０．１０％以下である。
Ａｓ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０３％である。
Ａｓ含有量の好ましい上限は０．０９％であり、さらに好ましくは０．０８％であり、さらに好ましくは０．０７％である。
As: 0.10% or less Arsenic (As) is an optional element and does not necessarily have to be contained. In other words, the As content may be 0%.
When contained, As promotes the formation of an alumina film on the surface of the alloy material during use in a high-temperature carburizing environment. Even if even a small amount of As is contained, the above effect can be obtained to some extent.
However, if the As content exceeds 0.10%, even if the contents of other elements are within the ranges of this embodiment, intermetallic compounds are generated during the manufacturing process of the alloy material, and in this case, the hot workability of the alloy material is deteriorated.
Therefore, the As content is 0 to 0.10% or less, and if As is contained, it is 0.10% or less.
The lower limit of the As content is preferably more than 0%, more preferably 0.01%, further preferably 0.02%, and further preferably 0.03%.
The upper limit of the As content is preferably 0.09%, more preferably 0.08%, and further preferably 0.07%.
Ｓｎ：０．０５０％以下
錫（Ｓｎ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｓｎ含有量は０％であってもよい。
含有される場合、Ｓｎは、高温浸炭環境での合金材の使用中において、合金材の表面でのアルミナ被膜の形成を促進する。Ｓｎが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
しかしながら、Ｓｎ含有量が０．０５０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、合金材の製造工程中に、金属間化合物が生成する。この場合、合金材の熱間加工性が低下する。
したがって、Ｓｎ含有量は０～０．０５０％であり、含有される場合、０．０５０％以下である。
Ｓｎ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％である。
Ｓｎ含有量の好ましい上限は０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０３０％であり、さらに好ましくは０．０２０％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。
Sn: 0.050% or less Tin (Sn) is an optional element and may not be contained. In other words, the Sn content may be 0%.
When contained, Sn promotes the formation of an alumina film on the surface of the alloy material during use in a high-temperature carburizing environment. Even if even a small amount of Sn is contained, the above effect can be obtained to some extent.
However, if the Sn content exceeds 0.050%, even if the contents of other elements are within the ranges of this embodiment, intermetallic compounds are generated during the manufacturing process of the alloy material, and in this case, the hot workability of the alloy material is deteriorated.
Therefore, the Sn content is 0 to 0.050%, and if contained, it is 0.050% or less.
The lower limit of the Sn content is preferably more than 0%, more preferably 0.001%, and further preferably 0.002%.
The upper limit of the Sn content is preferably 0.040%, more preferably 0.030%, further preferably 0.020%, and further preferably 0.010%.
［第３群：Ｍｇ及び希土類元素（ＲＥＭ）］
実施形態の合金材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて上述の第３群を含有してもよい。これらの元素は任意元素であり、いずれも、高温浸炭環境下での合金材のクリープ強度を高める。以下、各元素について説明する。
[Group 3: Mg and rare earth elements (REM)]
The chemical composition of the alloy material of the embodiment may further contain the above-mentioned third group elements in place of a portion of Fe. These elements are optional elements, and all of them increase the creep strength of the alloy material in a high-temperature carburizing environment. Each element will be described below.
Ｍｇ：０．０１０％以下
マグネシウム（Ｍｇ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｍｇ含有量は０％であってもよい。
含有される場合、Ｍｇは、Ｓと結合して硫化物を形成し、Ｓを固定する。これにより、合金材の熱間加工性を高める。Ｍｇが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
しかしながら、Ｍｇ含有量が０．０１０％超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、合金材の熱間加工性が低下する。
したがって、Ｍｇ含有量は０～０．０１０％であり、含有される場合、０．０１０％以下である。
Ｍｇ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％であり、さらに好ましくは０．００３％である。
Ｍｇ含有量の好ましい上限は０．００９％であり、さらに好ましくは０．００８％であり、さらに好ましくは０．００７％である。
Mg: 0.010% or less Magnesium (Mg) is an optional element and may not be contained. In other words, the Mg content may be 0%.
When contained, Mg combines with S to form sulfides and fix S. This improves the hot workability of the alloy material. Even if even a small amount of Mg is contained, the above effect can be obtained to some extent.
However, if the Mg content exceeds 0.010%, the hot workability of the alloy material decreases even if the contents of other elements are within the ranges of this embodiment.
Therefore, the Mg content is 0 to 0.010%, and if contained, it is 0.010% or less.
The lower limit of the Mg content is preferably more than 0%, more preferably 0.001%, further preferably 0.002%, and further preferably 0.003%.
The upper limit of the Mg content is preferably 0.009%, more preferably 0.008%, and further preferably 0.007%.
希土類元素：０．５０％以下
希土類元素（ＲＥＭ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、ＲＥＭ含有量は０％であってもよい。
含有される場合、ＲＥＭは、Ｓと結合して硫化物を形成し、Ｓを固定する。これにより、合金材の熱間加工性を高める。ＲＥＭが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。
しかしながら、ＲＥＭ含有量が０．５０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、酸化物等の介在物が過剰に多くなる。この場合、合金材の溶接性及び熱間が低下する。
したがって、ＲＥＭ含有量は０～０．５０％であり、含有される場合、０．５０％以下である。
ＲＥＭ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％であり、さらに好ましくは０．１５％である。
ＲＥＭ含有量の好ましい上限は０．４０％であり、さらに好ましくは０．３５％であり、さらに好ましくは０．３０％である。
Rare earth elements: 0.50% or less Rare earth elements (REM) are optional elements and may not be contained. In other words, the REM content may be 0%.
When contained, REM combines with S to form sulfides and fix S. This improves the hot workability of the alloy material. The above effect can be obtained to some extent even if even a small amount of REM is contained.
However, if the REM content exceeds 0.50%, even if the contents of other elements are within the ranges of this embodiment, the amount of inclusions such as oxides will be excessively large, which will deteriorate the weldability and hot weldability of the alloy material.
Therefore, the REM content is 0 to 0.50%, and if contained, it is 0.50% or less.
The lower limit of the REM content is preferably more than 0%, more preferably 0.01%, more preferably 0.05%, more preferably 0.10%, and even more preferably 0.15%.
The upper limit of the REM content is preferably 0.40%, more preferably 0.35%, and even more preferably 0.30%.
なお、本明細書におけるＲＥＭとは、原子番号２１番のスカンジウム（Ｓｃ）、原子番号３９番のイットリウム（Ｙ）、及び、ランタノイドである原子番号５７番のランタン（Ｌａ）～原子番号７１番のルテチウム（Ｌｕ）からなる群から選択される１種以上の元素である。また、本明細書におけるＲＥＭ含有量とは、これら元素の合計含有量である。 In this specification, REM refers to one or more elements selected from the group consisting of scandium (Sc), which has atomic number 21; yttrium (Y), which has atomic number 39; and the lanthanides lanthanum (La), which has atomic number 57, to lutetium (Lu), which has atomic number 71. In this specification, the REM content refers to the total content of these elements.
なお、上述の各元素含有量は、本実施形態で規定された有効数字に基づいて、測定された数値の端数を四捨五入して、本実施形態で規定された各元素含有量の最小桁までの数値とする。例えば、本実施形態のオーステナイト系合金材のＣ含有量は小数第三位までの数値で規定される。したがって、Ｃ含有量は、測定された数値の小数第四位を四捨五入して得られた小数第三位までの数値とする。 The above-mentioned content of each element is determined by rounding off the measured value based on the significant figures specified in this embodiment to the lowest digit of the content of each element specified in this embodiment. For example, the C content of the austenitic alloy material in this embodiment is specified as a value to the third decimal place. Therefore, the C content is determined as a value to the third decimal place obtained by rounding off the fourth decimal place of the measured value.
本実施形態のオーステナイト系合金材のＣ含有量以外の他の元素含有量も同様に、測定された値に対して、本実施形態で規定された最小桁までの数値の端数を四捨五入して得られた値を、当該元素含有量とする。なお、四捨五入とは、端数が５未満であれば切り捨て、端数が５以上であれば切り上げることを意味する。 Similarly, the contents of elements other than the C content of the austenitic alloy material of this embodiment are determined by rounding the measured value to the smallest digit specified in this embodiment. Rounding means rounding down if the fraction is less than 5, and rounding up if the fraction is 5 or more.
［（特徴２）式（１）で定義されるＳｒについて］
本実施形態のオーステナイト系合金材はさらに、オーステナイト系合金材の表面の算術平均粗さをＲａ（μｍ）と定義し、平均長さをＲＳｍ（ｍｍ）と定義したとき、式（１）で定義されるＳｒが３００．０μｍ以下である。
Ｓｒ＝２［（２Ｒａ）２＋（５００ＲＳｍ）２］０．５ （１）
[(Feature 2) Regarding Sr defined by formula (1)]
Further, in the austenitic alloy material of this embodiment, when the arithmetic mean roughness of the surface of the austenitic alloy material is defined as Ra (μm) and the mean length is defined as RSm (mm), Sr defined by formula (1) is 300.0 μm or less.
Sr = 2 [(2Ra) 2 + (500RSm) 2 ] 0.5 (1)
Ｓｒは、オーステナイト系合金材の表面性状を表す指標である。算術平均粗さＲａは表面の微視的凹凸の高さ方向の変位の示し、平均長さＲＳｍは微視的凹凸の横方向（凹凸の高さに垂直な方向）の大きさ、つまり、微視的凹凸のピッチを示す。Ｓｒは微視的凹凸の凸部（山部）の傾斜の程度を指し、換言すれば、表面の滑らかさを意味する。 Sr is an index that represents the surface properties of an austenitic alloy material. The arithmetic mean roughness Ra indicates the displacement in the height direction of the microscopic irregularities on the surface, and the mean length RSm indicates the horizontal size of the microscopic irregularities (the direction perpendicular to the height of the irregularities), that is, the pitch of the microscopic irregularities. Sr indicates the degree of inclination of the convex parts (mountains) of the microscopic irregularities, in other words, the smoothness of the surface.
Ｓｒが大きい場合、微視的凹凸の変位が大きい。この場合、表面積が大きくなる。そのため、単位表面積当たりに存在するＡｌ濃度が低下する。そのため、高温浸炭環境で合金材を使用中に表面に形成されるアルミナ被膜が薄くなりやすい。その結果、オーステナイト系合金材の耐浸炭性が低下する。 When Sr is large, the displacement of the microscopic irregularities is large. In this case, the surface area becomes large. As a result, the Al concentration per unit surface area decreases. Therefore, the alumina coating formed on the surface during use of the alloy material in a high-temperature carburizing environment tends to become thin. As a result, the carburization resistance of the austenitic alloy material decreases.
Ｓｒが３００．０μｍ以下であれば、オーステナイト系合金材の表面の微視的凹凸の変位が十分に小さく、表面が滑らかである。この場合、表面積が小さくなる。そのため、オーステナイト系合金材が特徴１の化学組成を満たせば、単位表面積当たりのＡｌ濃度が十分となる。高温浸炭環境で合金材を使用中において、表面にアルミナ被膜が十分に厚く形成される。その結果、高温浸炭環境において、十分な耐浸炭性が得られる。 If Sr is 300.0 μm or less, the displacement of the microscopic irregularities on the surface of the austenitic alloy material is sufficiently small, and the surface is smooth. In this case, the surface area is small. Therefore, if the austenitic alloy material satisfies the chemical composition of feature 1, the Al concentration per unit surface area will be sufficient. When the alloy material is used in a high-temperature carburization environment, a sufficiently thick alumina coating is formed on the surface. As a result, sufficient carburization resistance is obtained in a high-temperature carburization environment.
Ｓｒの好ましい上限は２９０．０μｍであり、さらに好ましくは２８５．０μｍであり、さらに好ましくは２８０．０μｍである。Ｓｒの下限は低いほど好ましい。しかしながら、Ｓｒを０μｍとすることは極めて困難である。したがって、Ｓｒの好ましい下限は１０．０μｍであり、さらに好ましくは０．５０μｍである。 The preferred upper limit of Sr is 290.0 μm, more preferably 285.0 μm, and even more preferably 280.0 μm. The lower the lower limit of Sr, the better. However, it is extremely difficult to make Sr 0 μm. Therefore, the preferred lower limit of Sr is 10.0 μm, and even more preferably 0.50 μm.
［Ｓｒの測定方法］
本実施形態のオーステナイト系合金材のＳｒは、次の方法で測定できる。
初めに、オーステナイト系合金材の表面の圧延方向（Ｌ方向）、及び、Ｌ方向に垂直な方向（Ｔ方向）から、線粗さ解析を実施して、粗さ曲線をそれぞれ得る。オーステナイト系合金材が合金管である場合、合金管の内面のＬ方向及びＴ方向から、線粗さ解析を実施して、粗さ曲線をそれぞれ得る。
[Method of measuring Sr]
The Sr content of the austenitic alloy material of this embodiment can be measured by the following method.
First, a line roughness analysis is performed on the surface of the austenitic alloy material in the rolling direction (L direction) and in the direction perpendicular to the L direction (T direction) to obtain roughness curves. When the austenitic alloy material is an alloy pipe, a line roughness analysis is performed on the inner surface of the alloy pipe in the L direction and the T direction to obtain roughness curves.
粗さ曲線を得るための断面曲線は、ＪＩＳ Ｂ ０６３３：２００１に準拠した方法を用いて求める。具体的には、本実施形態によるオーステナイト系合金材の表面のＬ方向及びＴ方向に対して、表面粗さ測定機を用いて線粗さ測定を実施する。表面粗さ測定機は、特に限定されないが、例えば、株式会社ミツトヨ製の商品名：ＳＵＲＦＴＥＳＴ ＳＶ－３１００を用いることができる。 The cross-sectional curve for obtaining the roughness curve is obtained using a method conforming to JIS B 0633:2001. Specifically, linear roughness measurements are performed on the L and T directions of the surface of the austenitic alloy material according to this embodiment using a surface roughness measuring instrument. There are no particular limitations on the surface roughness measuring instrument, but for example, a product name: SURFTEST SV-3100 manufactured by Mitutoyo Corporation can be used.
Ｌ方向の線粗さ測定では、倍率を１０００～３０００倍とする。Ｔ方向の線粗さ測定では、倍率を１０～１００倍とする。評価長さは後述する基準長さの５倍以上とする。評価長さは例えば、４．０ｍｍである。線粗さ測定の結果から、ＪＩＳ Ｂ ０６０１：２０１３に準拠して、Ｌ方向の断面曲線及びＴ方向の断面曲線を得る。得られたそれぞれの断面曲線に対して、基準長さを０．８ｍｍとするフィルタを適用して、粗さ曲線を得る。 When measuring the line roughness in the L direction, the magnification is 1000 to 3000 times. When measuring the line roughness in the T direction, the magnification is 10 to 100 times. The evaluation length is 5 times or more the reference length described below. The evaluation length is, for example, 4.0 mm. From the results of the line roughness measurement, a cross-sectional curve in the L direction and a cross-sectional curve in the T direction are obtained in accordance with JIS B 0601:2013. A filter with a reference length of 0.8 mm is applied to each of the obtained cross-sectional curves to obtain a roughness curve.
得られたＬ方向の粗さ曲線について、ＪＩＳ Ｂ ０６３３：２００１に準拠して、平均線からの変位の平均を求めて、Ｌ方向の算術平均粗さＲａＬ（μｍ）とする。同様に、得られたＴ方向の粗さ曲線について、平均線からの変位の平均を求めて、Ｔ方向の算術平均粗さＲａＴ（μｍ）とする。得られたＬ方向の算術平均粗さＲａＬ及びＴ方向の算術平均粗さＲａＴの算術平均値を、オーステナイト系合金材の表面の算術平均粗さＲａ（μｍ）と定義する。 For the obtained roughness curve in the L direction, the average of the displacements from the mean line is calculated in accordance with JIS B 0633:2001, and this is defined as the arithmetic mean roughness RaL (μm) in the L direction. Similarly, for the obtained roughness curve in the T direction, the average of the displacements from the mean line is calculated, and this is defined as the arithmetic mean roughness RaT (μm) in the T direction. The arithmetic mean value of the obtained arithmetic mean roughness RaL in the L direction and the arithmetic mean roughness RaT in the T direction is defined as the arithmetic mean roughness Ra (μm) of the surface of the austenitic alloy material.
さらに、得られたＬ方向の粗さ曲線について、ＪＩＳ Ｂ ０６３３：２００１に準拠して、輪郭曲線要素の長さの平均を求めて、Ｌ方向の平均長さＲＳｍＬ（ｍｍ）とする。同様に、得られたＴ方向の粗さ曲線について、輪郭曲線要素の長さの平均を求めて、Ｔ方向の平均長さＲＳｍＴ（ｍｍ）とする。得られたＬ方向の平均長さＲＳｍＬ及びＴ方向の平均長さＲＳｍＴの算術平均値を、オーステナイト系合金材の表面の平均長さＲＳｍ（ｍｍ）と定義する。得られた平均粗さＲａ（μｍ）及び平均長さＲＳｍ（ｍｍ）を用いて、式（１）により、Ｓｒを求める。 Furthermore, for the obtained roughness curve in the L direction, the average length of the profile curve elements is calculated in accordance with JIS B 0633:2001, and this is defined as the average length in the L direction RSmL (mm). Similarly, for the obtained roughness curve in the T direction, the average length of the profile curve elements is calculated and this is defined as the average length in the T direction RSmT (mm). The arithmetic mean value of the obtained average length in the L direction RSmL and the average length in the T direction RSmT is defined as the average length RSm (mm) of the surface of the austenitic alloy material. Using the obtained average roughness Ra (μm) and average length RSm (mm), Sr is calculated according to formula (1).
［オーステナイト系合金材の効果］
本実施形態のオーステナイト系合金材は、上述の特徴１及び特徴２を満たす。そのため、本実施形態のオーステナイト系合金材では、高温浸炭環境において、十分な耐浸炭性が得られる。
[Effects of austenitic alloy materials]
The austenitic alloy material of this embodiment satisfies the above-mentioned features 1 and 2. Therefore, the austenitic alloy material of this embodiment can obtain sufficient carburization resistance in a high-temperature carburization environment.
［オーステナイト系合金材の形状］
本実施形態のオーステナイト系合金材の形状は特に限定されない。オーステナイト系合金材は合金管であってもよいし、オーステナイト系合金板であってもよい。オーステナイト系合金材は棒材であってもよい。好ましくは、本実施形態のオーステナイト系合金材は、合金管である。
[Shape of austenitic alloy material]
The shape of the austenitic alloy material of the present embodiment is not particularly limited. The austenitic alloy material may be an alloy tube or an austenitic alloy plate. The austenitic alloy material may be a rod. Preferably, the austenitic alloy material of the present embodiment is an alloy tube.
［オーステナイト系合金材の製造方法］
本実施形態のオーステナイト系合金材の製造方法の一例を説明する。以降に説明するオーステナイト系合金材の製造方法は、本実施形態のオーステナイト系合金材を製造するための一例である。したがって、上述の特徴１及び特徴２を有するオーステナイト系合金材は、以降に説明する製造方法以外の他の製造方法により製造されてもよい。しかしながら、以降に説明する製造方法は、本実施形態のオーステナイト系合金材の製造方法の好ましい一例である。
[Method of manufacturing austenitic alloy material]
An example of a method for producing the austenitic alloy material of this embodiment will be described. The method for producing the austenitic alloy material described below is one example for producing the austenitic alloy material of this embodiment. Therefore, the austenitic alloy material having the above-mentioned features 1 and 2 may be produced by a production method other than the production method described below. However, the production method described below is a preferred example of a method for producing the austenitic alloy material of this embodiment.
本実施形態のオーステナイト系合金材の製造方法の一例は、次の工程を含む。
（工程１）素材準備工程
（工程２）熱間加工工程
（工程３）冷間加工工程
（工程４）溶体化処理工程
（工程５）酸洗工程（スケール除去工程）
以下、各工程について説明する。
An example of a method for producing the austenitic alloy material of this embodiment includes the following steps.
(Step 1) Material preparation process (Step 2) Hot working process (Step 3) Cold working process (Step 4) Solution treatment process (Step 5) Pickling process (scale removal process)
Each step will be described below.
［（工程１）素材準備工程］
準備工程では、上述の特徴１の化学組成を有する素材を準備する。素材は第三者から供給されてもよいし、製造してもよい。素材はインゴットであってもよいし、スラブ、ブルーム、ビレットであってもよい。
[(Step 1) Material preparation process]
In the preparation step, a material having the chemical composition of the above-mentioned feature 1 is prepared. The material may be supplied from a third party or may be manufactured. The material may be an ingot, a slab, a bloom, or a billet.
素材を製造する場合、次の方法により、素材を製造する。上述の化学組成を有する溶鋼を製造する。製造された溶鋼を用いて、造塊法によりインゴットを製造する。製造された溶鋼を用いて、連続鋳造法によりスラブ、ブルーム、ビレットを製造してもよい。製造されたインゴット、スラブ、ブルームに対して熱間加工を実施して、ビレットを製造してもよい。例えば、インゴットに対して熱間鍛造を実施して、円柱状のビレットを製造し、このビレットを素材としてもよい。この場合、熱間鍛造開始直前の素材の温度は特に限定されないが、例えば、１０００～１３００℃である。熱間鍛造後の素材の冷却方法は特に限定されない。 When manufacturing a material, the material is manufactured by the following method. Molten steel having the above-mentioned chemical composition is manufactured. The manufactured molten steel is used to manufacture an ingot by ingot casting. The manufactured molten steel may be used to manufacture slabs, blooms, and billets by continuous casting. The manufactured ingots, slabs, and blooms may be subjected to hot processing to manufacture billets. For example, hot forging may be performed on an ingot to manufacture a cylindrical billet, and this billet may be used as the material. In this case, the temperature of the material immediately before the start of hot forging is not particularly limited, but is, for example, 1000 to 1300°C. The method of cooling the material after hot forging is not particularly limited.
［（工程２）熱間加工工程］
熱間加工工程では、準備工程において準備された素材に対して熱間加工を実施して、中間合金材を製造する。中間合金材は例えば、合金管であってもよいし、合金板であってもよいし、合金棒材であってもよい。
[(Step 2) Hot working step]
In the hot working step, the raw material prepared in the preparation step is subjected to hot working to produce an intermediate alloy material. The intermediate alloy material may be, for example, an alloy pipe, an alloy plate, or an alloy bar.
中間合金材が合金管である場合、熱間加工工程では、次の加工を実施する。初めに、円柱素材を準備する。機械加工により、円柱素材の中心軸に沿った貫通孔を形成する。貫通孔が形成された円柱素材を加熱する。加熱された円柱素材に対して、ユジーンセジュルネ法に代表される熱間押出を実施して、中間合金材（鋼管）を製造する。熱間押出法に代えて、熱間押抜き製管法を実施してもよい。 When the intermediate alloy material is an alloy pipe, the hot working step involves the following processing: First, a cylindrical material is prepared. A through hole is formed along the central axis of the cylindrical material by machining. The cylindrical material with the through hole formed is heated. The heated cylindrical material is subjected to hot extrusion, typically the Ugine-Séjournet process, to produce an intermediate alloy material (steel pipe). A hot punch pipe manufacturing method may be used instead of the hot extrusion method.
また、熱間押出に代えて、マンネスマン法による穿孔圧延を実施して、鋼管を製造してもよい。この場合、円柱素材を加熱する。加熱された円柱素材に対して、穿孔機による穿孔圧延を実施する。穿孔圧延する場合、穿孔比は特に限定されないが、例えば、１．０～４．０である。穿孔圧延された円柱素材をさらに、マンドレルミル、レデューサ、サイジングミル等により熱間圧延して中空素管（合金管）にする。熱間加工工程での累積の減面率は特に限定されないが、例えば、２０～８０％である。 In addition, instead of hot extrusion, steel pipes may be manufactured by piercing and rolling using the Mannesmann method. In this case, a cylindrical material is heated. The heated cylindrical material is then pierced and rolled using a piercing machine. When piercing and rolling is performed, the piercing ratio is not particularly limited, but is, for example, 1.0 to 4.0. The pierced and rolled cylindrical material is then further hot rolled using a mandrel mill, reducer, sizing mill, etc. to produce a hollow blank pipe (alloy pipe). The cumulative reduction in area during the hot working process is not particularly limited, but is, for example, 20 to 80%.
中間合金材が合金板である場合、熱間加工工程は例えば、１又は複数の圧延機を用いる。圧延機は、一対のワークロールを備える。スラブ等の素材に対して圧延機を用いて熱間圧延を実施して、中間合金材（合金板）を製造する。熱間圧延直前の素材の温度は例えば、９００～１３００℃である。 When the intermediate alloy material is an alloy plate, the hot working process uses, for example, one or more rolling mills. The rolling mill has a pair of work rolls. The rolling mill is used to perform hot rolling on a material such as a slab to produce an intermediate alloy material (alloy plate). The temperature of the material immediately before hot rolling is, for example, 900 to 1300°C.
中間材が合金棒材である場合、熱間加工工程は例えば、粗圧延工程と、仕上げ圧延工程とを含む。粗圧延工程では、素材を熱間加工してビレットを製造する。粗圧延工程は例えば、分塊圧延機を用いる。分塊圧延機により素材に対して分塊圧延を実施して、ビレットを製造する。分塊圧延機の下流に連続圧延機が設置されている場合、分塊圧延後のビレットに対してさらに、連続圧延機を用いて熱間圧延を実施して、さらにサイズの小さいビレットを製造してもよい。粗圧延工程では、ブルーム等の素材をビレットに製造する。粗圧延工程直前の素材温度は特に限定されないが、例えば、９００～１３００℃である。仕上げ圧延工程では、初めに、粗圧延工程で製造されたビレットを加熱する。加熱後のビレットに対して、連続圧延機を用いて熱間圧延を実施して、中間合金材（棒材）を製造する。仕上げ圧延工程での加熱炉での加熱温度は特に限定されないが、例えば、９００～１３００℃である。 When the intermediate material is an alloy bar, the hot working process includes, for example, a rough rolling process and a finish rolling process. In the rough rolling process, the material is hot worked to produce a billet. For example, a blooming mill is used for the rough rolling process. The material is bloomed using the blooming mill to produce a billet. If a continuous rolling mill is installed downstream of the blooming mill, the billet after blooming may be further hot rolled using the continuous rolling mill to produce a smaller billet. In the rough rolling process, material such as blooms is produced into a billet. The material temperature immediately before the rough rolling process is not particularly limited, but is, for example, 900 to 1300°C. In the finish rolling process, the billet produced in the rough rolling process is first heated. The heated billet is hot rolled using a continuous rolling mill to produce an intermediate alloy material (bar). The heating temperature in the heating furnace during the finish rolling process is not particularly limited, but is, for example, 900 to 1300°C.
［（工程３）冷間加工工程］
冷間加工工程では、中間合金材に対して、周知の酸洗処理を実施した後、冷間加工を実施する。中間合金材が合金管又は合金棒材である場合、冷間加工は例えば、冷間抽伸又はピルガー圧延に代表される冷間圧延である。中間合金材が合金板である場合、冷間加工は例えば、冷間圧延である。冷間加工工程を実施することにより、次工程の溶体化処理工程で再結晶を発現させ、金属組織を整粒組織にする。冷間加工工程での減面率は特に限定されないが、例えば、１０～９０％である。
[(Step 3) Cold working step]
In the cold working process, the intermediate alloy material is subjected to a well-known pickling treatment, and then cold working is performed. When the intermediate alloy material is an alloy tube or alloy bar, the cold working is, for example, cold rolling, typically cold drawing or Pilger rolling. When the intermediate alloy material is an alloy plate, the cold working is, for example, cold rolling. By performing the cold working process, recrystallization occurs in the next solution treatment process, and the metal structure becomes a regular grain structure. The reduction in area in the cold working process is not particularly limited, but is, for example, 10 to 90%.
［（工程４）溶体化処理工程］
溶体化処理工程では、冷間加工工程後の中間合金材に対して、溶体化処理を実施する。溶体化処理により、中間合金材中の析出物を固溶する。さらに、再結晶を発現させて、金属組織を整粒組織にする。
[(Step 4) Solution treatment step]
In the solution treatment process, the intermediate alloy material after the cold working process is subjected to solution treatment. The solution treatment dissolves precipitates in the intermediate alloy material. Furthermore, recrystallization is induced to form the metal structure into a regular grain structure.
溶体化処理は、次の方法で実施する。炉内雰囲気が大気雰囲気である熱処理炉内に、中間合金材を装入して溶体化温度に加熱保持する。溶体化温度は１１５０～１３００℃とする。溶体化温度での保持時間は２～３０分とする。 Solution treatment is carried out in the following manner. The intermediate alloy material is placed in a heat treatment furnace in which the atmosphere inside the furnace is air, and heated to and held at the solution temperature. The solution temperature is 1150 to 1300°C. The holding time at the solution temperature is 2 to 30 minutes.
［（工程５）酸洗工程］
酸洗工程では、溶体化処理後の中間合金材に対して、硝酸と弗酸との混酸による酸洗処理を実施する。具体的には、処理溶液を貯留する処理槽を準備する。処理溶液は、硝酸及び弗酸を含有する。処理溶液の硝酸濃度は例えば、５．０～１５．０質量％である。処理溶液の弗酸濃度は例えば、２．０～７．０質量％である。処理溶液は、硝酸及び弗酸を含む水溶液である。
[(Step 5) Pickling step]
In the pickling process, the intermediate alloy material after the solution treatment is subjected to pickling treatment using a mixed acid of nitric acid and hydrofluoric acid. Specifically, a treatment tank for storing a treatment solution is prepared. The treatment solution contains nitric acid and hydrofluoric acid. The nitric acid concentration of the treatment solution is, for example, 5.0 to 15.0 mass %. The hydrofluoric acid concentration of the treatment solution is, for example, 2.0 to 7.0 mass %. The treatment solution is an aqueous solution containing nitric acid and hydrofluoric acid.
処理槽内の処理溶液に中間合金材を浸漬して、酸洗処理を実施する。酸洗処理中の処理溶液の温度を２０～６０℃に調整する。さらに、酸洗時間（処理溶液への浸漬時間）を２．５～５．０時間とする。 The intermediate alloy material is immersed in the treatment solution in the treatment tank to carry out the pickling process. The temperature of the treatment solution during the pickling process is adjusted to 20-60°C. Furthermore, the pickling time (immersion time in the treatment solution) is set to 2.5-5.0 hours.
酸洗時間が２．５時間未満であれば、酸洗時間が短すぎる。この場合、中間合金材の表面の微視的凹凸が十分に平滑化されない。そのため、酸洗処理後のオーステナイト系合金材のＳｒが３００．０μｍを超えてしまう。一方、酸洗時間が５．０時間を超えれば、酸洗時間が長すぎる。この場合、中間合金材の表面の溶解が過剰に進行してしまい、微視的凹凸の変位がかえって大きくなる。そのため、酸洗処理後のオーステナイト系合金材のＳｒが３００．０μｍを超えてしまう。 If the pickling time is less than 2.5 hours, the pickling time is too short. In this case, the microscopic irregularities on the surface of the intermediate alloy material are not sufficiently smoothed. As a result, the Sr of the austenitic alloy material after the pickling process exceeds 300.0 μm. On the other hand, if the pickling time exceeds 5.0 hours, the pickling time is too long. In this case, the dissolution of the surface of the intermediate alloy material progresses excessively, and the displacement of the microscopic irregularities becomes larger. As a result, the Sr of the austenitic alloy material after the pickling process exceeds 300.0 μm.
酸洗時間が２．５～５．０時間であれば、中間合金材の表面の微視的凹凸が適切に平滑化される。その結果、酸洗処理後のオーステナイト系合金材のＳｒが３００．０μｍ以下となる。 If the pickling time is 2.5 to 5.0 hours, the microscopic irregularities on the surface of the intermediate alloy material are properly smoothed. As a result, the Sr of the austenitic alloy material after pickling treatment is 300.0 μm or less.
以上の製造工程により、特徴１及び特徴２を満たすオーステナイト系合金材を製造できる。 The above manufacturing process allows the production of an austenitic alloy material that satisfies features 1 and 2.
実施例により本実施形態のオーステナイト系合金材の効果をさらに具体的に説明する。以下の実施例での条件は、本実施形態のオーステナイト系合金材の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例である。したがって、本実施形態のオーステナイト系合金材はこの一条件例に限定されない。 The effects of the austenitic alloy material of this embodiment will be explained more specifically using examples. The conditions in the following examples are one example of conditions adopted to confirm the feasibility and effects of the austenitic alloy material of this embodiment. Therefore, the austenitic alloy material of this embodiment is not limited to this one example of conditions.
［素材準備工程］
表１－１及び表１－２に示す化学組成を有するオーステナイト系合金材を製造した。
[Material preparation process]
Austenitic alloy materials having the chemical compositions shown in Tables 1-1 and 1-2 were manufactured.
表１中、表１－２中の「－」は、対応する元素の含有量が、実施形態に規定の有効数字（最小桁までの数値）において、０％であることを意味する。換言すれば、対応する元素含有量において、上述の実施形態で規定の有効数字（最小桁までの数値）での端数を四捨五入した場合に０％であることを意味する。例えば、本実施形態で規定されたＷ含有量は小数第二位までの数値で規定されている。したがって、表１中の試験番号１では、測定されたＷ含有量が、小数第三位で四捨五入した場合に、０％であったことを意味する。 In Table 1 and Table 1-2, "-" means that the content of the corresponding element is 0% in the significant figures (numbers to the least significant digits) specified in the embodiment. In other words, it means that the content of the corresponding element is 0% when the fraction is rounded to the significant figures (numbers to the least significant digits) specified in the above embodiment. For example, the W content specified in this embodiment is specified to two decimal places. Therefore, in test number 1 in Table 1, it means that the measured W content was 0% when rounded to three decimal places.
具体的には、溶湯を用いて、外径２５０ｍｍの円柱状のインゴット（１８０ｋｇ）を製造した。製造されたインゴットを用いて、熱間鍛造及び熱間押出を実施して、中間合金材（合金管）を製造した。熱間押出での加熱温度は１０００～１３００℃であった。製造された中間合金材に対して冷間圧延を実施して、肉厚を８ｍｍとした。冷間圧延後の中間合金材に対して、溶体化処理を実施した。いずれの試験番号においても、溶体化温度を１２８０℃とし、溶体化温度での保持時間を５分とした。 Specifically, the molten metal was used to produce a cylindrical ingot (180 kg) with an outer diameter of 250 mm. The produced ingot was subjected to hot forging and hot extrusion to produce an intermediate alloy material (alloy pipe). The heating temperature in the hot extrusion was 1000-1300°C. The produced intermediate alloy material was cold rolled to a wall thickness of 8 mm. The intermediate alloy material after cold rolling was subjected to solution treatment. For all test numbers, the solution temperature was 1280°C, and the holding time at the solution temperature was 5 minutes.
溶体化処理後の中間合金材に対して、表面処理を実施した。具体的には、試験番号１～２３、２８～３４では、酸洗処理を実施した。酸洗処理の処理液の硝酸濃度を１０．０質量％、弗酸濃度を５．０質量％とした。酸洗処理中の処理液の温度を５０℃に保持した。また、酸洗時間（時間）は表２に示すとおりとした。 Surface treatment was carried out on the intermediate alloy material after solution treatment. Specifically, pickling treatment was carried out for test numbers 1 to 23 and 28 to 34. The nitric acid concentration of the pickling treatment solution was 10.0 mass %, and the hydrofluoric acid concentration was 5.0 mass %. The temperature of the treatment solution during the pickling treatment was maintained at 50°C. The pickling time (hours) was as shown in Table 2.
試験番号２４及び２５では、表面処理として、酸洗処理に代えて、ショットブラストを実施した。試験番号２６及び２７では、表面処理として、酸洗処理に代えて、サンドブラストを実施した。以上の製造工程により、各試験番号のオーステナイト系合金材（合金管）を製造した。各試験番号のオーステナイト系合金材（合金材）の外径は５５～６５ｍｍであった。 In test numbers 24 and 25, shot blasting was performed instead of pickling as the surface treatment. In test numbers 26 and 27, sand blasting was performed instead of pickling as the surface treatment. Using the above manufacturing process, austenitic alloy materials (alloy pipes) of each test number were manufactured. The outer diameter of the austenitic alloy materials (alloy materials) of each test number was 55 to 65 mm.
［評価試験について］
製造された各試験番号の合金材に対して、次の評価試験を実施した。
（試験１）Ｓｒ測定試験
（試験２）耐浸炭性評価試験
以下、各評価試験について説明する。
[About evaluation tests]
The following evaluation tests were carried out on the manufactured alloy materials having each test number.
(Test 1) Sr measurement test (Test 2) Carburization resistance evaluation test Each evaluation test will be described below.
［（試験１）Ｓｒ測定試験］
上述の［Ｓｒの測定方法］に準拠して、各試験番号のオーステナイト系合金材のＬ方向の算術平均粗さＲａＬ（μｍ）、Ｔ方向の算術平均粗さＲａＴ（μｍ）、Ｌ方向の平均長さＲＳｍＬ（ｍｍ）及びＴ方向の平均長さＲＳｍＴ（ｍｍ）を求めた。そして、これらのデータを用いて、式（１）に基づいて、Ｓｒを求めた。ＲａＬ、ＲａＴ、Ｒａ、ＲＳｍＬ、ＲＳｍＴ、ＲＳｍ、及び、Ｓｒを表２に示す。なお、測定時において、評価長さを４．０ｍｍ、基準長さを０．８ｍｍとした。
[(Test 1) Sr measurement test]
According to the above-mentioned [Method of measuring Sr], the arithmetic mean roughness RaL (μm) in the L direction, the arithmetic mean roughness RaT (μm) in the T direction, the average length RSmL (mm) in the L direction, and the average length RSmT (mm) in the T direction of the austenitic alloy material of each test number were obtained. Then, using these data, Sr was obtained based on the formula (1). RaL, RaT, Ra, RSmL, RSmT, RSm, and Sr are shown in Table 2. In addition, during the measurement, the evaluation length was 4.0 mm, and the reference length was 0.8 mm.
［（試験２）耐浸炭性評価試験］
各試験番号のオーステナイト系合金材（合金管）から、合金管の表面（内面及び外面）を含む試験片を採取した。試験片のサイズは、周方向長さ２０ｍｍ×管軸方向長さ７０ｍｍ×肉厚であった。
[(Test 2) Carburization Resistance Evaluation Test]
A test piece including the surface (inner and outer surfaces) of the alloy pipe was taken from the austenitic alloy material (alloy pipe) of each test number. The size of the test piece was 20 mm in circumferential length × 70 mm in axial length × wall thickness.
試験片に対して、高温浸炭試験を実施した。具体的には、６７体積％のＨ２ガスと、３０体積％のＣＨ４ガスと、３体積％のＣＯ２ガスとを含有する高温浸炭ガス雰囲気を有し、１１００℃の熱処理炉に、試験片を装入した。熱処理炉で試験片を１１００℃で９６時間保持した。その後、熱処理炉の炉内温度を常温まで低下した。炉内温度を常温まで低下した後、試験片を熱処理炉から抽出した。以上の高温浸炭試験を実施した後の試験片の酸化皮膜に対して、＃６００番の研磨紙で乾式研磨を実施して、酸化皮膜を除去した。 A high-temperature carburization test was carried out on the test piece. Specifically, the test piece was charged into a heat treatment furnace at 1100 ° C., which had a high-temperature carburization gas atmosphere containing 67 vol. % H2 gas, 30 vol. % CH4 gas, and 3 vol. % CO2 gas. The test piece was held at 1100 ° C. in the heat treatment furnace for 96 hours. Thereafter, the temperature inside the heat treatment furnace was lowered to room temperature. After the temperature inside the furnace was lowered to room temperature, the test piece was extracted from the heat treatment furnace. The oxide film of the test piece after the above high-temperature carburization test was dry-polished with #600 abrasive paper to remove the oxide film.
酸化皮膜を除去した後の試験片の表面（合金管の内面に相当する表面）から、深さ０．５ｍｍピッチで４層分（つまり、表面から深さ２．０ｍｍ分）の分析用切粉を採取した。各層の分析用切粉を用いて、ＪＩＳ Ｇ１２１１－３（２０１８）に準拠した高周波燃焼赤外吸収法を実施して、各層のＣ含有量（質量％）を求めた。また、高温浸炭試験前の試験片のＣ含有量（以下、母材Ｃ含有量という）を、予め、ＪＩＳ Ｇ１２１１－３（２０１８）に準拠した高周波燃焼赤外吸収法により測定した。高温浸炭試験後の各層でのＣ含有量と、母材Ｃ含有量との差分値を、各層の侵入Ｃ量と定義した。得られた４つの侵入Ｃ量の算術平均値を、平均侵入Ｃ量（質量％）と定義した。得られた平均侵入Ｃ量を表２の「侵入Ｃ量（質量％）」に示す。 After removing the oxide film, cutting chips for analysis were taken from the surface of the test piece (the surface corresponding to the inner surface of the alloy pipe) at a depth pitch of 0.5 mm for four layers (i.e., 2.0 mm deep from the surface). Using the cutting chips for analysis from each layer, a high-frequency combustion infrared absorption method in accordance with JIS G1211-3 (2018) was performed to determine the C content (mass%) of each layer. In addition, the C content of the test piece before the high-temperature carburization test (hereinafter referred to as the base material C content) was measured in advance by a high-frequency combustion infrared absorption method in accordance with JIS G1211-3 (2018). The difference between the C content in each layer after the high-temperature carburization test and the C content in the base material was defined as the amount of penetrating C in each layer. The arithmetic average value of the four penetrating C amounts obtained was defined as the average penetrating C amount (mass%). The obtained average penetrating C amount is shown in "Penetrating C amount (mass%)" in Table 2.
［試験結果］
表２に試験結果を示す。
[Test results]
The test results are shown in Table 2.
表１－１、表１－２及び表２を参照して、試験番号１～２３では、合金材が特徴１及び特徴２を満たした。そのため、Ｓｒが３００．０μｍ以下であった。そのため、耐浸炭性評価試験において、平均侵入Ｃ量が３．００質量％以下であり、高温浸炭環境において、十分な耐浸炭性が得られた。 Referring to Table 1-1, Table 1-2 and Table 2, in test numbers 1 to 23, the alloy materials satisfied characteristics 1 and 2. Therefore, Sr was 300.0 μm or less. Therefore, in the carburization resistance evaluation test, the average amount of penetrating C was 3.00 mass% or less, and sufficient carburization resistance was obtained in a high-temperature carburization environment.
一方、試験番号２４～２７では、表面処理として、酸洗処理ではなく、ショットブラスト又はサンドブラストを実施した。そのため、Ｓｒが３００．０を超えた。そのため、本発明例と比較して、侵入Ｃ量が多く、耐浸炭性が低かった。 On the other hand, in test numbers 24 to 27, shot blasting or sand blasting was performed as the surface treatment, rather than pickling. As a result, Sr exceeded 300.0. Therefore, compared to the examples of the present invention, the amount of invaded C was large and the carburization resistance was low.
試験番号２８～３１では、化学組成中の各元素含有量が適切であったものの、酸洗時間が短すぎた。そのため、Ｓｒが３００．０を超えた。そのため、本発明例と比較して、平均侵入Ｃ量が多く、耐浸炭性が低かった。 In test numbers 28 to 31, the content of each element in the chemical composition was appropriate, but the pickling time was too short. As a result, Sr exceeded 300.0. As a result, the average amount of penetrating C was high and carburization resistance was low compared to the examples of the present invention.
試験番号３２～３４では、化学組成中の各元素含有量が適切であったものの、酸洗時間が長すぎた。そのため、Ｓｒが３００．０を超えた。そのため、本発明例と比較して、平均侵入Ｃ量が多く、耐浸炭性が低かった。 In test numbers 32 to 34, the content of each element in the chemical composition was appropriate, but the pickling time was too long. As a result, Sr exceeded 300.0. As a result, the average amount of penetrating C was high and carburization resistance was low compared to the examples of the present invention.
以上、本発明の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。したがって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変更して実施することができる。 The above describes an embodiment of the present invention. However, the above-described embodiment is merely an example for implementing the present invention. Therefore, the present invention is not limited to the above-described embodiment, and the above-described embodiment can be modified as appropriate within the scope of the spirit of the present invention.
Claims (5)
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．１５０％以下、
Ｓｉ：０．０１～１．００％、
Ｍｎ：０．０１～１．００％、
Ｐ：０．０４０％以下、
Ｓ：０．００５０％以下、
Ｃｒ：１０．００～２５．００％、
Ｎｉ：２５．００～５０．００％、
ｓｏｌ．Ａｌ：２．５０～３．５０％、
Ｎｂ：０．５０～２．００％、
Ｎ：０．００５０～０．０３００％、及び、
Ｃａ：０．０００２～０．０１００％、を含有し、
残部はＦｅ及び不純物からなり、
前記オーステナイト系合金材の表面の算術平均粗さをＲａ（μｍ）と定義し、平均長さをＲＳｍ（ｍｍ）と定義したとき、式（１）で定義されるＳｒが３００．０μｍ以下である、
オーステナイト系合金材。
Ｓｒ＝２［（２Ｒａ）２＋（５００ＲＳｍ）２］０．５ （１） An austenitic alloy material,
The chemical composition, in mass%, is
C: 0.150% or less,
Si: 0.01 to 1.00%,
Mn: 0.01 to 1.00%,
P: 0.040% or less,
S: 0.0050% or less,
Cr: 10.00 to 25.00%,
Ni: 25.00 to 50.00%,
sol. Al: 2.50 to 3.50%,
Nb: 0.50 to 2.00%,
N: 0.0050 to 0.0300%, and
Ca: 0.0002 to 0.0100%,
The balance is Fe and impurities.
When the arithmetic mean roughness of the surface of the austenitic alloy material is defined as Ra (μm) and the mean length is defined as RSm (mm), Sr defined by formula (1) is 300.0 μm or less.
Austenitic alloy material.
Sr = 2 [(2Ra) 2 + (500RSm) 2 ] 0.5 (1)
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．１５０％以下、
Ｓｉ：０．０１～１．００％、
Ｍｎ：０．０１～１．００％、
Ｐ：０．０４０％以下、
Ｓ：０．００５０％以下、
Ｃｒ：１０．００～２５．００％、
Ｎｉ：２５．００～５０．００％、
ｓｏｌ．Ａｌ：２．５０～３．５０％、
Ｎｂ：０．５０～２．００％、
Ｎ：０．００５０～０．０３００％、及び、
Ｃａ：０．０００２～０．０１００％、を含有し、
前記化学組成はさらに、第１群～第３群からなる群から選択される１種以上を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、
前記オーステナイト系合金材の表面の算術平均粗さをＲａ（μｍ）と定義し、平均長さをＲＳｍ（ｍｍ）と定義したとき、式（１）で定義されるＳｒが３００．０μｍ以下である、
オーステナイト系合金材。
Ｓｒ＝２［（２Ｒａ）２＋（５００ＲＳｍ）２］０．５ （１）
［第１群］
Ｗ：５．００％以下、
Ｂ：０．０１００％以下、
Ｃｕ：０．１０％以下、
Ｃｏ：０．１０％以下、
Ｍｏ：０．１０％以下、
Ｔｉ：０．１００％以下、及び、
Ｖ：０．２０％以下、からなる群から選択される１種以上
［第２群］
Ｚｒ：０．２０％以下、
Ｈｆ：０．１０％以下、
Ａｓ：０．１０％以下、及び、
Ｓｎ：０．０５０％以下、からなる群から選択される１種以上
［第３群］
Ｍｇ：０．０１０％以下、及び、
希土類元素：０．５０％以下、からなる群から選択される１種以上 An austenitic alloy material,
The chemical composition, in mass%, is
C: 0.150% or less,
Si: 0.01 to 1.00%,
Mn: 0.01 to 1.00%,
P: 0.040% or less,
S: 0.0050% or less,
Cr: 10.00 to 25.00%,
Ni: 25.00 to 50.00%,
sol. Al: 2.50 to 3.50%,
Nb: 0.50 to 2.00%,
N: 0.0050 to 0.0300%, and
Ca: 0.0002 to 0.0100%,
The chemical composition further contains one or more elements selected from the group consisting of first to third groups, with the balance being Fe and impurities;
When the arithmetic mean roughness of the surface of the austenitic alloy material is defined as Ra (μm) and the mean length is defined as RSm (mm), Sr defined by formula (1) is 300.0 μm or less.
Austenitic alloy material.
Sr = 2 [(2Ra) 2 + (500RSm) 2 ] 0.5 (1)
[First Group]
W: 5.00% or less,
B: 0.0100% or less,
Cu: 0.10% or less,
Co: 0.10% or less,
Mo: 0.10% or less,
Ti: 0.100% or less, and
V: 0.20% or less, and one or more selected from the group consisting of [Group 2]
Zr: 0.20% or less,
Hf: 0.10% or less,
As: 0.10% or less, and
Sn: 0.050% or less, one or more selected from the group consisting of [Group 3]
Mg: 0.010% or less, and
Rare earth elements: 0.50% or less, one or more selected from the group consisting of
前記化学組成は、第１群を含有する、
オーステナイト系合金材。 3. The austenitic alloy material according to claim 2,
The chemical composition comprises a first group,
Austenitic alloy material.
前記化学組成は、第２群を含有する、
オーステナイト系合金材。 3. The austenitic alloy material according to claim 2,
The chemical composition contains a second group,
Austenitic alloy material.
前記化学組成は、第３群を含有する、
オーステナイト系合金材。
3. The austenitic alloy material according to claim 2,
The chemical composition contains a third group,
Austenitic alloy material.
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| JP2022201372A Pending JP2024086308A (en) | 2022-12-16 | 2022-12-16 | Austenitic alloy material |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2024086308A (en) |
-
2022
- 2022-12-16 JP JP2022201372A patent/JP2024086308A/en active Pending
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