JP5846074B2

JP5846074B2 - オーステナイト系耐熱合金部材およびその製造方法

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Publication number: JP5846074B2
Application number: JP2012178022A
Authority: JP
Inventors: 友彰浜口; 平田　弘征; 弘征平田; 吉澤　満; 満吉澤; 岡田　浩一; 浩一岡田; 仙波　潤之; 潤之仙波
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2012-08-10
Filing date: 2012-08-10
Publication date: 2016-01-20
Anticipated expiration: 2032-08-10
Also published as: JP2014034725A

Description

本発明は、オーステナイト系耐熱合金部材およびその製造方法に関する。詳しくは、本発明は、発電用ボイラの主蒸気管や再熱蒸気管など、厚肉、大径の高温部材として好適に用いることができる、熱間加工性に優れるオーステナイト系耐熱合金部材およびその製造方法に関する。

なお、上記の「熱間加工性に優れる」とは、特に、部材の一部を高周波誘導加熱などの加熱装置によって局部的に加熱しながら曲げ加工を施した場合に、部材の表面に割れを生じることなく加工できることをいう。

近年、環境負荷軽減の観点から発電用ボイラなどでは運転条件の高温・高圧化が世界的規模で進められており、過熱器管や再熱器管の材料として使用されるオーステナイト系耐熱合金には、より優れた高温強度および耐食性を有することが求められている。

さらに、従来フェライト系耐熱鋼が使用されていた、主蒸気管や再熱蒸気管などの大径かつ厚肉の部材においても、オーステナイト系耐熱合金の適用が検討されている。

このような技術的背景のもと、種々のオーステナイト系耐熱合金に関する技術が提案されている。

具体的には、例えば、特許文献１に、表面加工を施して３３０ＨＶ以上となる塑性加工硬化層を表面に形成させた後、その硬化した表面部分に対して、十分な再結晶を生じさせるとともに再結晶粒内または粒界にＣｒ炭化物を分散して析出させるための局部的な加熱処理を施して、耐粒界腐食性と耐応力腐食割れ性を高めた、オーステナイト系合金構造物とその製造法が開示されている。

また、特許文献２に、結晶粒の微細化を行うとともに、結晶粒界に析出するＳを抑制することにより、熱間加工性を向上させた、高Ｎｉ、高Ｃｒステンレス鋼が開示されている。

さらに、特許文献３に、Ｎｉ基合金製品が提案されている。このＮｉ基合金製品は、Ｗを活用して高温強度を高めるとともに、有効Ｂ量を管理することにより、熱間加工性を改善するとともに溶接割れを防止した、特に大型製品として好適なオーステナイト系耐熱合金製品である。

特許文献４に、Ｃｒ、ＴｉとＺｒの活用によりα−Ｃｒ相を強化相としてクリープ強度を高めた、オーステナイト系耐熱合金ならびに、その合金からなる耐熱耐圧部材およびその製造方法が提案されている。

特許文献５に、多量のＷを含有させるとともにＡｌとＴｉを活用して、固溶強化とγ’相の析出強化によって強度を高めた、Ｎｉ基耐熱合金が提案されている。

特開２０００−２６５２４９号公報特開２００２−８０９４２号公報特開２０１１−６３８３８号公報国際公開第２００９／１５４１６１号国際公開第２０１０／０３８８２６号

オーステナイト系耐熱合金を構造物として使用するために、一般に、溶接や熱間での曲げ加工などが施される。

なお、溶接が施される場合、主に冶金的要因に起因した様々な割れが溶接部に発生しやすいことが知られている。

しかしながら、前記特許文献１は、耐粒界腐食性と耐応力腐食割れ性の向上を目的とする技術でしかなく、溶接部の割れ発生に配慮して開発されたものではない。さらに、熱間での曲げ加工性についても全く検討されていない。

特許文献２も同様に、溶接部の割れ発生に配慮して開発されたものではない。さらに、熱間での曲げ加工性について具体的な検討は行われていない。

これに対して、特許文献３〜５で開示されているオーステナイト系耐熱合金はいずれも、溶接割れ感受性が十分に低いため、溶接が施される構造物の素材として好適に用いることができる。

しかしながら、本発明者らが実施した詳細な調査から、特許文献３〜５で開示されたオーステナイト系耐熱合金を用いても、熱間で曲げ加工した部材、特に、厚肉の部材において、その外表面および表面近傍の内部に、これまでに確認されていなかった微細な割れが発生する場合のあることが明らかとなった。

したがって、オーステナイト系耐熱合金からなる厚みがほぼ５ｍｍ以上の部材を、特に、熱間で曲げ加工した場合に、部材の外表面に生ずる微細な割れを防止することが新たな課題となることが判明した。

本発明は、上記現状に鑑みてなされたもので、熱間曲げ加工時の耐割れ性、なかでも厚肉部材として熱間曲げ加工される場合の外表面および表面近傍の内部の耐割れ性に優れ、発電用ボイラの主蒸気管や再熱蒸気管などの厚肉、大径の高温部材に熱間加工して用いるのに好適な、オーステナイト系耐熱合金部材およびその製造方法を提供することを目的とする。

本発明者らは前記した課題を解決するために、熱間で曲げ加工した部材の外表面および表面近傍の内部に生じた微細な割れについて詳細な調査を行った。その結果、下記（i）〜（iv）の事項が明らかになった。

（i）部材の結晶粒径が大きいほど、熱間で曲げ加工した部材に生じる割れのサイズは大きく、また割れの発生頻度が高い。

（ii）部材の外表面近傍の硬さが高いほど、熱間で曲げ加工した部材に生じる割れのサイズは大きく、また割れの発生頻度が高い。

（iii）割れは部材の外表面から５ｍｍ深さ程度の範囲において、結晶粒界（以下、単に「粒界」という。）に発生した。

（iv）割れには、部材の外表面を含むものと、表面近傍の内部に存在するものとの双方が認められた。

上記（i）〜（iv）から、本発明者らは、熱間で曲げ加工した部材の外表面および表面近傍の内部の微細な割れは、下記（ａ）〜（ｃ）の機構により発生するものと推定した。

（ａ）熱間曲げ加工時には部材の外表面に大きな引張応力が発生し、部材の結晶粒径が大きくなるほど部材の変形能は小さくなることから、結晶粒が粗大であるほど粒界に応力が集中しやすくなる。

（ｂ）部材の外表面は部材を製造する際の加工により転位が導入されて硬さが増大している。このため、結晶粒内（以下、単に「粒内」という。）の変形抵抗が大きくなる。さらに、曲げ加工中には粒内にも転位が導入され、その結果、粒内において動的析出が起こる。

（ｃ）動的析出により著しく強化された粒内に対し、相対的に粒界は弱化する。このため、粒界で応力が集中する。その結果、粒界が開口して、微細な割れとなる。

上記の推定の下、本発明者らは熱間で曲げ加工した部材の外表面および表面近傍の内部に生じる微細な割れを防止するために詳細な検討を実施した。

その結果、上記の割れを防止するためには、部材を製造する際の表面の加工に起因する部材外表面部の硬さを、部材の結晶粒径に応じて特定の範囲に管理し、動的析出に伴う粒内強化によって相対的に生じる粒界の応力集中を軽減すること、具体的には、次の（ｄ）の対策を講じればよいことが明らかになった。

（ｄ）部材の外表面から５ｍｍ深さまでの領域における最高硬さＨＶ0.1（max）と部材の平均結晶粒径ｄ（μｍ）とが、下記の式を満足するように管理する。
ＨＶ0.1（max）≦（−１／６）×ｄ＋３００
なお、上記の「ＨＶ0.1」は、試験力を０．９８０７Ｎ（１００ｇｆ）としてマイクロビッカース硬さ試験を実施した場合の「硬さ記号」を意味する（ＪＩＳＺ２２４４（２００９）参照）。

本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は、下記のオーステナイト系耐熱合金部材およびその製造方法にある。

（１）発電用ボイラに用いられるオーステナイト系耐熱合金部材であって、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１５％、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：２％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎｉ：４０〜５５％、Ｃｒ：２０〜３５％、Ｗ：３〜１０％、Ｔｉ：０．０１〜１．２％、Ａｌ：０．３％以下、Ｂ：０．０００１〜０．０１％、Ｎ：０．０２％以下およびＯ：０．０１％以下を含み、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成であって、部材の平均結晶粒径ｄ（μｍ）と、部材の外表面から５ｍｍ深さまでの領域における最高硬さＨＶ0.1（max）とが、下記の［１］式を満足することを特徴とするオーステナイト系耐熱合金部材。
ＨＶ0.1（max）≦（−１／６）×ｄ＋３００・・・［１］。

（２）Ｆｅの一部に代えて、質量％で、下記の第１群または第２群から選択される１種以上の元素を含有することを特徴とする上記（１）に記載のオーステナイト系耐熱合金部材。
第１群：Ｃａ：０．０５％以下およびＲＥＭ：０．１％以下
第２群：Ｃｏ：１％以下、Ｃｕ：１％以下、Ｍｏ：１％以下、Ｖ：０．５％以下、Ｎｂ：０．５％以下およびＺｒ：０．５％以下。

（３）加工温度Ｔ（℃）とひずみ量ε（％）が下記の［２］式を満足する熱間曲げ加工に用いられることを特徴とする上記（１）または（２）に記載のオーステナイト系耐熱合金部材。
Ｔ≧２００×ｌｏｇ₁₀ε＋９００・・・［２］。
（４）上記（１）〜（３）のいずれか一つに記載のオーステナイト系耐熱合金部材を製造する方法であって、切削バイトにより部材表面を切削加工した後、粒度が４０番より細かい番手の砥石にて１回以上表面を研磨加工する、オーステナイト系耐熱合金部材の製造方法。
（５）上記（１）〜（３）のいずれか一つに記載のオーステナイト系耐熱合金部材を製造する方法であって、切削バイトにより部材表面を切削加工した後、９００〜１２００℃の温度域で０．１〜５ｈ保持する熱処理を行う、オーステナイト系耐熱合金部材の製造方法。
（６）上記（１）〜（３）のいずれか一つに記載のオーステナイト系耐熱合金部材を製造する方法であって、切削バイトにより部材表面を切削加工した後、粒度が４０番より細かい番手の砥石にて１回以上表面を研磨加工する工程と、９００〜１２００℃の温度域で０．１〜５ｈ保持する熱処理を行う工程と、を備える、オーステナイト系耐熱合金部材の製造方法。

本発明のオーステナイト系耐熱合金部材は、熱間曲げ加工時の耐割れ性、なかでも厚肉部材として熱間曲げ加工される場合の外表面および表面近傍の内部の耐割れ性に優れる。このため、本発明のオーステナイト系耐熱合金部材は、発電用ボイラの主蒸気管や再熱蒸気管などの厚肉、大径の高温部材に熱間加工して用いるのに好適である。

以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、以下の説明における各元素の含有量の「％」表示は「質量％」を意味する。

（Ａ）化学組成：
Ｃ：０．０３〜０．１５％
Ｃは、オーステナイト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。この効果を十分に得るためには、０．０３％以上のＣ含有量が必要である。しかしながら、Ｃが過剰に含有された場合には、炭化物が粗大となり、かつ多量に析出するので、粒界の延性が低下し、さらに、靱性およびクリープ強度の低下も生じる。したがって、上限を設け、Ｃの含有量を０．０３〜０．１５％とする。Ｃ含有量の望ましい下限は０．０４％、さらに望ましい下限は０．０５％である。また、Ｃ含有量の望ましい上限は０．１２％、さらに望ましい上限は０．１０％である。

Ｓｉ：１％以下
Ｓｉは、脱酸作用を有するとともに、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、Ｓｉが過剰に含有された場合にはオーステナイト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。そのため、Ｓｉの含有量に上限を設けて１％以下とする。Ｓｉの含有量は望ましくは０．８％以下、さらに望ましくは０．６％以下である。

なお、Ｓｉの含有量について特に下限を設ける必要はないが、極端な低減は脱酸効果が十分に得られず合金の清浄度が大きくなって清浄性が劣化するとともに、高温での耐食性および耐酸化性の向上効果も得難くなるし、製造コストも大きく上昇する。そのため、Ｓｉ含有量の望ましい下限は０．０２％、さらに望ましい下限は０．０５％である。

Ｍｎ：２％以下
Ｍｎは、Ｓｉと同様、脱酸作用を有する。Ｍｎは、オーステナイトの安定化にも寄与する。しかしながら、Ｍｎの含有量が過剰になると脆化を招き、さらに、靱性およびクリープ延性の低下も生じる。そのため、Ｍｎの含有量に上限を設けて２％以下とする。Ｍｎの含有量は望ましくは１．８％以下、さらに望ましくは１．５％以下である。

なお、Ｍｎの含有量についても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、オーステナイト安定化効果が得難くなるし、製造コストも大きく上昇する。そのため、Ｍｎ含有量の望ましい下限は０．０２％、さらに望ましい下限は０．０５％である。

Ｐ：０．０３％以下
Ｐは、不純物として合金中に含まれ、多量に含まれる場合には、熱間加工性および溶接性を著しく低下させ、さらに、長時間使用後のクリープ延性も低下させる。そのため、Ｐの含有量に上限を設けて０．０３％以下とする。Ｐの含有量は、望ましくは０．０２５％以下、さらに望ましくは０．０２％以下である。

なお、Ｐの含有量は可能な限り低減することが好ましいが、極度の低減は製造コストの増大を招く。そのため、Ｐ含有量の望ましい下限は０．０００５％、さらに望ましい下限は０．０００８％である。

Ｓ：０．０１％以下
Ｓは、Ｐと同様に不純物として合金中に含まれ、多量に含まれる場合には、熱間加工性および溶接性を著しく低下させ、さらに、長時間使用後のクリープ延性も低下させる。そのため、Ｓの含有量に上限を設けて０．０１％以下とする。Ｓの含有量は、望ましくは０．００８％以下、さらに望ましくは０．００５％以下である。

なお、Ｓの含有量は可能な限り低減することが好ましいが、極度の低減は製造コストの増大を招く。そのため、Ｓ含有量の望ましい下限は０．０００１％、さらに望ましい下限は０．０００２％である。

Ｎｉ：４０〜５５％
Ｎｉは、オーステナイトを得るために有効な元素であり、長時間使用時の組織安定性を確保するために必須の元素である。後述の２０〜３５％という本発明のＣｒ含有量の範囲で、上記したＮｉの効果を十分に得るためには、４０％以上のＮｉ含有量が必要である。しかしながら、Ｎｉは高価な元素であり、多量の含有はコストの増大を招く。そのため、上限を設けて、Ｎｉの含有量を４０〜５５％とする。Ｎｉ含有量の望ましい下限は４１％、さらに望ましい下限は４２％である。また、Ｎｉ含有量の望ましい上限は５４％、さらに望ましい上限は５３％である。

Ｃｒ：２０〜３５％
Ｃｒは、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４０〜５５％という本発明のＮｉ含有量の範囲で、上記したＣｒの効果を得るためには、２０％％以上のＣｒ含有量が必要である。しかしながら、Ｃｒの含有量が３５％を超えると、高温でのオーステナイトの安定性が劣化してクリープ強度の低下を招く。したがって、Ｃｒの含有量を２０〜３５％とする。Ｃｒ含有量の望ましい下限は２０．５％、さらに望ましい下限は２１％である。また、Ｃｒ含有量の望ましい上限は３４．５％、さらに望ましい上限は３４％である。

Ｗ：３〜１０％
Ｗは、マトリックスに固溶して高温でのクリープ強度の向上に大きく寄与する元素である。その効果を十分に発揮させるためには少なくとも３％以上のＷ含有量が必要である。しかしながら、Ｗを過剰に含有させても効果は飽和し、かえってクリープ強度を低下させる場合もある。さらに、Ｗは高価な元素であるため、過剰のＷ含有はコストの増大を招く。そのため、上限を設けて、Ｗの含有量を３〜１０％とする。Ｗ含有量の望ましい下限は３．５％、さらに望ましい下限は４％である。また、Ｗ含有量の望ましい上限は９．５％、さらに望ましい上限は９％である。

Ｔｉ：０．０１〜１．２％
Ｔｉは、微細な炭窒化物として粒内に析出し、高温でのクリープ強度に寄与する。その効果を得るためには０．０１％以上のＴｉ含有量が必要である。しかしながら、Ｔｉの含有量が過剰になると炭窒化物として多量に析出し、クリープ延性および靱性の低下を招く。このため、上限を設けて、Ｔｉの含有量を０．０１〜１．２％とする。Ｔｉ含有量の望ましい下限は０．０３％、さらに望ましい下限は０．０５％である。また、Ｔｉ含有量の望ましい上限は１．０％、さらに望ましい上限は０．８％である。

Ａｌ：０．３％以下
Ａｌは、脱酸作用を有する元素である。しかしながら、Ａｌの含有量が過剰になると合金の清浄性が著しく劣化して、熱間加工性および延性が低下する。そのため、Ａｌの含有量に上限を設けて０．３％以下とする。Ａｌの含有量は望ましくは０．２％以下、さらに望ましくは０．１％以下である。

なお、Ａｌの含有量について特に下限を設ける必要はないが、極端な低減は脱酸効果が十分に得られず合金の清浄性を逆に劣化させるとともに、製造コストの上昇を招く。そのため、Ａｌ含有量の望ましい下限は０．０００５％である。Ａｌの脱酸効果を安定して得、合金に良好な清浄性を確保させるためには、Ａｌ含有量の下限は０．００１％とすることがより望ましい。

Ｂ：０．０００１〜０．０１％
Ｂは、高温での使用中に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。この効果を得るためには０．０００１％以上のＢ含有量が必要である。しかしながら、Ｂの含有量が過剰になると、溶接性が劣化することに加えて、熱間加工性が劣化する。そのため、上限を設けて、Ｂの含有量を０．０００１〜０．０１％とする。Ｂ含有量の望ましい下限は０．０００５％、さらに望ましい下限は０．００１％である。また、Ｂ含有量の望ましい上限は０．００８％、さらに望ましい上限は０．００６％である。

Ｎ：０．０２％以下
Ｎは、オーステナイトを安定にするのに有効な元素であるものの、過剰に含有されると、高温での使用中に多量の微細窒化物が粒内に析出してクリープ延性および靱性の低下を招く。そのため、Ｎの含有量に上限を設けて０．０２％以下とする。Ｎの含有量は望ましくは０．０１８％以下、さらに望ましくは０．０１５％以下である。

なお、Ｎの含有量について特に下限を設ける必要はないが、極端な低減はオーステナイトを安定にする効果が得難くなるし、製造コストも大きく上昇する。そのため、Ｎ含有量の望ましい下限は０．０００５％、さらに望ましい下限は０．０００８％である。

Ｏ：０．０１％以下
Ｏ（酸素）は、不純物として合金中に含まれ、その含有量が過剰になると熱間加工性が低下し、さらに靱性および延性の劣化を招く。このため、Ｏの含有量に上限を設けて０．０１％以下とする。Ｏの含有量は望ましくは０．００８％以下、さらに望ましくは０．００５％以下である。

なお、Ｏの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、Ｏ含有量の望ましい下限は０．０００５％、さらに望ましい下限は０．０００８％である。

本発明のオーステナイト系耐熱合金部材は、上述の各元素を含み、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成のものである。

なお、「不純物」とは、オーステナイト系耐熱合金部材を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップまたは製造環境などから混入するものを指す。

本発明のオーステナイト系耐熱合金部材には、上述のＦｅの一部に代えて、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｖ、ＮｂおよびＺｒから選択される１種以上の元素を含有させてもよい。

Ｃａ：０．０５％以下
Ｃａは、熱間加工性を改善する作用を有する。このため、Ｃａを含有させてもよい。しかしながら、Ｃａの含有量が過剰になるとＯと結合して、清浄性を著しく低下させ、却って熱間加工性を劣化させる。このため、Ｃａを含有させる場合には、その含有量を０．０５％以下とする。Ｃａ含有量の上限は、望ましくは０．０４％である。

一方、前記したＣａの効果は、Ｃａの含有量が０．０００１％以上の場合に安定して得られる。

ＲＥＭ：０．１％以下
ＲＥＭは、熱間加工性を改善する作用を有する。すなわち、ＲＥＭは、Ｓとの親和力が強く、熱間加工性の向上に寄与する。このため、ＲＥＭを含有させてもよい。しかしながら、ＲＥＭの含有量が過剰になると、Ｏと結合して、清浄性を著しく低下させ、却って熱間加工性を劣化させる。このため、ＲＥＭを含有させる場合には、その含有量を０．１％以下とする。ＲＥＭ含有量の上限は、望ましくは０．０８％である。

一方、前記したＲＥＭの効果は、ＲＥＭの含有量が０．００１％以上の場合に安定して得られる。

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。また、ＲＥＭについては一般的にミッシュメタルに含有される。このため、例えば、ミッシュメタルの形で添加して、ＲＥＭの量が上記の範囲となるように含有させてもよい。

上記のＣａおよびＲＥＭは、そのうちのいずれか１種のみ、または２種の複合で含有させることができる。これらの元素を複合して含有させる場合の合計量は０．１５％であってもよい。

Ｃｏ：１％以下
Ｃｏは、クリープ強度を向上させる作用を有する。すなわち、Ｃｏは、Ｎｉと同様オ−ステナイト生成元素であり、相安定性を高めてクリープ強度の向上に寄与する。したがって、Ｃｏを含有させてもよい。しかしながら、Ｃｏは極めて高価な元素であるため、Ｃｏの過剰の含有は大幅なコスト増を招く。このため、Ｃｏを含有させる場合には、その含有量を１％以下とする。Ｃｏ含有量の上限は、望ましくは０．８％である。

一方、前記したＣｏの効果は、Ｃｏの含有量が０．０１％以上の場合に安定して得られる。

Ｃｕ：１％以下
Ｃｕは、クリープ強度を向上させる作用を有する。すなわち、Ｃｕは、ＮｉおよびＣｏと同様オ−ステナイト生成元素であり、相安定性を高めてクリープ強度の向上に寄与する。したがって、Ｃｕを含有させてもよい。しかしながら、Ｃｕが過剰に含有された場合には熱間加工性の低下を招く。このため、Ｃｕを含有させる場合には、その含有量を１％以下とする。Ｃｕ含有量の上限は、望ましくは０．８％である。

一方、前記したＣｕの効果は、Ｃｕの含有量が０．０１％以上の場合に安定して得られる。

Ｍｏ：１％以下
Ｍｏは、クリープ強度を向上させる作用を有する。すなわち、Ｍｏは、マトリックスに固溶して高温でのクリープ強度を向上させる作用を有する。したがって、Ｍｏを含有させてもよい。しかしながら、Ｍｏが過剰に含有された場合にはオーステナイトの安定性が低下して、却ってクリープ強度の低下を招く。そのため、Ｍｏを含有させる場合には、その含有量を１％以下とする。Ｍｏ含有量の上限は、望ましくは０．８％である。

一方、前記したＭｏの効果は、Ｍｏの含有量が０．０１％以上の場合に安定して得られる。

Ｖ：０．５％以下
Ｖは、クリープ強度を向上させる作用を有する。すなわち、Ｖは、ＣまたはＮと結合して微細な炭化物または炭窒化物を形成し、クリープ強度を向上させる作用を有する。したがって、Ｖを含有させてもよい。しかしながら、Ｖが過剰に含有された場合、炭化物または炭窒化物として多量に析出し、クリープ延性の低下を招く。そのため、Ｖを含有させる場合には、その含有量を０．５％以下とする。Ｖ含有量の上限は、望ましくは０．４％である。

一方、前記したＶの効果は、Ｖの含有量が０．０１％以上の場合に安定して得られる。

Ｎｂ：０．５％以下
Ｎｂは、Ｖと同様にＣやＮと結合して微細な炭化物や炭窒化物として粒内に析出し、高温でのクリープ強度向上に寄与する。したがって、Ｎｂを含有させてもよい。しかしながら、Ｎｂの含有量が過剰になると炭化物や炭窒化物として多量に析出し、クリープ延性および靱性の低下を招く。そのため、Ｎｂを含有させる場合には、その含有量を０．５％以下とする。Ｎｂ含有量の上限は、望ましくは０．４％である。

一方、前記したＮｂの効果は、Ｎｂの含有量が０．０１％以上の場合に安定して得られる。

Ｚｒ：０．５％以下
Ｚｒは、クリープ強度を向上させる作用を有する。すなわち、Ｚｒは、粒界強化元素であり、高温でのクリープ強度向上に寄与し、さらに、クリープ延性の向上にも寄与する。したがって、Ｚｒを含有させてもよい。しかしながら、Ｚｒの含有量が０．５％を超えると熱間加工性が低下する場合がある。そのため、Ｚｒを含有させる場合には、その含有量を０．５％以下とする。Ｚｒ含有量の上限は、望ましくは０．４％である。

一方、前記したＺｒの効果は、Ｚｒの含有量が０．０１％以上の場合に安定して得られる。

上記のＣｏ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｖ、ＮｂおよびＺｒは、そのうちのいずれか１種のみ、または、２種以上の複合で含有させることができる。これらの元素を複合して含有させる場合の合計量は、４．５％であってもよい。

（Ｂ）部材の平均結晶粒径と部材外表面部の硬さ：
前述の（Ａ）項に記載の化学組成を有する本発明のオーステナイト系耐熱合金部材は、部材の平均結晶粒径ｄ（μｍ）と、部材の外表面から５ｍｍ深さまでの領域における最高硬さＨＶ0.1（max）とが、下記の、
ＨＶ0.1（max）≦（−１／６）×ｄ＋３００・・・［１］
式を満足するものでなければならない。

本発明のオーステナイト系耐熱合金部材は、製造時の表面疵や酸化皮膜の除去を目的に、表面を工具により切削加工されたり、グラインダーやベルターなどにより研磨加工されるので、部材外表面部には、上記の加工により転位が導入されて硬さが増大する。このため、粒内の変形抵抗が大きくなり、さらに、曲げ加工中にも転位が導入されるため、粒内において動的析出が生じる。上記の動的析出により著しく強化された粒内に対し、相対的に粒界は弱化する。また、熱間曲げ加工時には部材の外表面に大きな引張応力が発生し、部材の結晶粒径が大きくなるほど部材の変形能は小さくなる。このため、部材の結晶粒径が大きくなるほど粒界に応力が集中しやすくなり、その結果、粒界が開口して、微細な割れとなるからである。

上記の「ＨＶ0.1」は、試験力を０．９８０７Ｎ（１００ｇｆ）としてマイクロビッカース硬さ試験を実施した場合の「硬さ記号」を意味する。

なお、部材の平均結晶粒径ｄ（μｍ）と、部材の外表面から５ｍｍ深さまでの領域における最高硬さＨＶ0.1（max）とが、上述した［１］式を満足するという条件は、例えば、（Ａ）項に記載の化学組成を有する本発明のオーステナイト系耐熱合金を素材として、溶解、鍛造、熱間製管、溶体化熱処理により製造した後、さらに、次の＜A＞または＜B＞の処理を施すことによって、安定して達成することができる。

＜A＞切削バイトにより部材表面を切削加工した後、粒度が６０番より細かい番手の砥石にて１回以上表面を研磨加工する。

＜B＞切削バイトにより部材表面を切削加工した後、９００〜１２００℃の温度域で０．１〜５ｈ保持する熱処理を行う。

なお、上述のとおり、部材の平均結晶粒径ｄ（μｍ）が大きくなればなるほど、粒界に応力が集中しやすくなって、微細な割れを生じやすい。このため、部材の平均結晶粒径ｄは、５２０μｍ以下であることが望ましい。

一方、前記した方法で、所望の部材を製造する場合、部材の平均結晶粒径ｄは、細粒になるとクリープ強度が低下するため、通常５０μｍ程度が下限となる。

（Ａ）項に記載の化学組成を有するとともに、前記［１］式を満足する本発明のオーステナイト系耐熱合金部材を用いて熱間で曲げ加工する場合の加工温度Ｔ（℃）とひずみ量ε（％）は、下記の、
Ｔ≧２００×ｌｏｇ₁₀ε＋９００・・・［２］
式を満足するものであることが好ましい。

（Ａ）項に記載の化学組成を有するとともに、前記［１］式を満足する本発明のオーステナイト系耐熱合金部材を用いて熱間で曲げ加工する場合であっても、加工温度Ｔ（℃）が低く、ひずみ量ε（％）が大きい場合には、動的析出する炭化物は、その量が多くなり、また、早く析出する。このため、粒内の変形能は低下し、その結果、著しく強化された粒内に対して相対的に粒界が弱化して割れが発生しやすくなる。

しかしながら、前記［１］式を満足する本発明のオーステナイト系耐熱合金部材を用いて熱間で曲げ加工する場合の加工温度Ｔ（℃）とひずみ量ε（％）が、前記の［２］式を満足すれば、曲げ加工した部材の外表面および表面近傍の内部における微細な割れの発生を安定して抑止することができる。

［２］式における加工温度Ｔ（℃）の下限は９５０℃であることが好ましく、また、その上限は１２５０℃であることが好ましい。

［２］式におけるひずみ量ε（％）の上限は、加工温度Ｔ（℃）が上記好ましい上限の１２５０℃となる場合の５６％程度であってもよいが、４０％であることが好ましい。一方、ひずみ量ε（％）の下限は、加工温度Ｔ（℃）が上記好ましい下限の９５０℃となる場合の１．８％程度であってもよい。

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。

表１に示す化学組成を有するオーステナイト系耐熱合金を実験室溶解してインゴットを作製した。

上記インゴットを用いて、熱間での鍛造と圧延による成形、固溶化熱処理および切削バイトによる表面切削加工を行い、各オーステナイト系耐熱合金について、厚さ１５ｍｍ、幅１００ｍｍ、長さ５００ｍｍの合金板を複数枚作製した。

その後、合金板の一部については、粒度４０番または６０番の砥石にて１〜４回研磨加工した。さらに、上記合金板の一部に対して、９５０℃で３ｈ加熱してから空冷する熱処理、または１２００℃で０．５ｈ加熱してから水冷する熱処理を施した。

上記のようにして得た各合金板の厚さ方向中心部から、長手方向に平行で、さらに板の外表面が幅３ｍｍ程度含まれるような、直径が１０ｍｍで長さが１３０ｍｍの試験片を複数本ずつ機械加工により作製した。

上記の直径が１０ｍｍで長さが１３０ｍｍの試験片を用いて、先ず、試験片の平均結晶粒径ｄ（μｍ）および試験片の外表面から中心部（つまり、５ｍｍ深さ）までの領域における最高硬さＨＶ0.1（max）を調査した。

具体的には、試験片の平均結晶粒径ｄ（μｍ）は、上記の試験片を横断面が被検面となるように切断し、鏡面研磨した後、王水で腐食して、倍率１００倍で３視野光学顕微鏡観察して、切断法により平均粒切片長さを測定した。そして、上記の平均粒切片長さを１．１２８倍して平均結晶粒径ｄ（μｍ）を求めた。

上記領域における最高硬さＨＶ0.1（max）は、上記の試験片を横断面が被検面となるように切断し、鏡面研磨した後、外表面から中心部までのマイクロビッカース硬さを、試験力０．９８０７Ｎ（１００ｇｆ）にてランダムに５０点程度測定し，最も大きい値を最高硬さとした。

次に、上記直径が１０ｍｍで長さが１３０ｍｍの試験片を用いて、実際のボイラ用配管の熱間曲げ加工の再現試験を行った。

具体的には、グリーブル試験機を用いて、上記の試験片を、加工温度Ｔ（℃）を種々変えて、１０^-4ｓ^-1〜１０^-3ｓ^-1の極低ひずみ速度で引張試験し、ひずみ量ε（％）が種々変わるように途中で引張試験を中断し、引張試験中断後の試験片を用いて、試験片表面部および内部の割れを調査した。

なお、グリーブル試験とは、前述の直径１０ｍｍ、長さ１３０ｍｍの試験片中央部を通電加熱しながら行う引張試験であり、加工温度Ｔ（℃）は、グリーブル試験片の中央部に熱電対を溶着して測定した。また、ひずみ量ε（％）は、引張試験中断後の試験片中央部の絞りＲａを測定し、下記の式を用いて換算した結果とした。
ε＝｛Ｒａ／（１−Ｒａ）｝×１００。

上記の引張試験中断後の試験片表面における割れの有無は、ＪＩＳＺ２３４３−１（２００１）に規定される浸透探傷試験にて調査した。さらに、試験片内部の割れの有無は、引張試験中断後の試験片中央部を横断面が被検面となるように切断し、鏡面研磨した後、倍率１００倍で光学顕微鏡観察して調査した。

上記調査の結果、試験片表面および試験片内部の双方に割れが認められなかったものを「良」、光学顕微鏡による観察で試験片内部に２０μｍ以下の微少な割れは認められたものの浸透探傷試験では試験片表面に割れが認められなかったものを「可」、試験片表面および試験片内部の双方に割れが認められたものを「不可」として、熱間曲げ加工時の耐割れ性を評価した。表面に割れはないが、内部に微割れが存在しているにも拘わらず「可」と判定した理由は、非常に割れが小さいため、実プラントにおいて重大な事故につながる可能性は低いと考えられるためである。

表２に、各合金板に施した研磨加工および熱処理の条件とともに、上記各試験の結果を示す。

表２から、本発明で規定する条件を満足する合金板から採取した試験片を用いて、実際のボイラ用配管の熱間曲げ加工の再現試験であるグリーブル試験を行った試験番号２〜６、８〜１１、１３、１４、１６〜１９、２２および２４〜２６の場合、試験片表面に割れが発生せず、熱間曲げ加工時の耐割れ性に優れることが明らかである。

上記の試験番号のうちでも、グリーブル試験の加工温度Ｔ（℃）とひずみ量ε（％）が下記の、
Ｔ≧２００×ｌｏｇ₁₀ε＋９００・・・［２］
式を満足する試験番号９、１９および２６の場合、試験片表面だけではなく内部にも割れが発生せず、熱間曲げ加工時の耐割れ性に極めて優れることが明らかである。

これに対して、本発明で規定する条件を満足しない合金板から採取した試験片を用いてグリーブル試験を行った試験番号１、７、１２、１５、２０、２１および２３の場合、試験片表面および試験片内部の双方に割れが認められており、少なくとも熱間加工性に劣っていることが明らかである。

Claims

発電用ボイラに用いられるオーステナイト系耐熱合金部材であって、
質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１５％、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：２％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎｉ：４０〜５５％、Ｃｒ：２０〜３５％、Ｗ：３〜１０％、Ｔｉ：０．０１〜１．２％、Ａｌ：０．３％以下、Ｂ：０．０００１〜０．０１％、Ｎ：０．０２％以下およびＯ：０．０１％以下を含み、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成であって、部材の平均結晶粒径ｄ（μｍ）と、部材の外表面から５ｍｍ深さまでの領域における最高硬さＨＶ0.1（max）とが、下記の［１］式を満足することを特徴とするオーステナイト系耐熱合金部材。
ＨＶ0.1（max）≦（−１／６）×ｄ＋３００・・・［１］
Ｆｅの一部に代えて、質量％で、下記の第１群または第２群から選択される１種以上の元素を含有することを特徴とする請求項１に記載のオーステナイト系耐熱合金部材。
第１群：Ｃａ：０．０５％以下およびＲＥＭ：０．１％以下
第２群：Ｃｏ：１％以下、Ｃｕ：１％以下、Ｍｏ：１％以下、Ｖ：０．５％以下、Ｎｂ：０．５％以下およびＺｒ：０．５％以下
加工温度Ｔ（℃）とひずみ量ε（％）が下記の［２］式を満足する熱間曲げ加工に用いられることを特徴とする請求項１または２に記載のオーステナイト系耐熱合金部材。
Ｔ≧２００×ｌｏｇ₁₀ε＋９００・・・［２］
請求項１〜３のいずれか一つに記載のオーステナイト系耐熱合金部材を製造する方法であって、
切削バイトにより部材表面を切削加工した後、粒度が４０番より細かい番手の砥石にて１回以上表面を研磨加工する、オーステナイト系耐熱合金部材の製造方法。
請求項１〜３のいずれか一つに記載のオーステナイト系耐熱合金部材を製造する方法であって、
切削バイトにより部材表面を切削加工した後、９００〜１２００℃の温度域で０．１〜５ｈ保持する熱処理を行う、オーステナイト系耐熱合金部材の製造方法。
請求項１〜３のいずれか一つに記載のオーステナイト系耐熱合金部材を製造する方法であって、
切削バイトにより部材表面を切削加工した後、
粒度が４０番より細かい番手の砥石にて１回以上表面を研磨加工する工程と、
９００〜１２００℃の温度域で０．１〜５ｈ保持する熱処理を行う工程と、
を備える、オーステナイト系耐熱合金部材の製造方法。