JPH0121864B2 - - Google Patents
Info
- Publication number
- JPH0121864B2 JPH0121864B2 JP984383A JP984383A JPH0121864B2 JP H0121864 B2 JPH0121864 B2 JP H0121864B2 JP 984383 A JP984383 A JP 984383A JP 984383 A JP984383 A JP 984383A JP H0121864 B2 JPH0121864 B2 JP H0121864B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- temperature
- strength
- boiler tube
- creep rupture
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired
Links
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims description 7
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 description 13
- 239000010959 steel Substances 0.000 description 13
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 8
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 8
- 230000003647 oxidation Effects 0.000 description 5
- 238000007254 oxidation reaction Methods 0.000 description 5
- 239000003245 coal Substances 0.000 description 4
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 4
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 4
- 238000010248 power generation Methods 0.000 description 4
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 4
- 229910001220 stainless steel Inorganic materials 0.000 description 4
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 4
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 3
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 3
- 239000000463 material Substances 0.000 description 3
- 238000010622 cold drawing Methods 0.000 description 2
- 239000000567 combustion gas Substances 0.000 description 2
- 238000002485 combustion reaction Methods 0.000 description 2
- 238000013461 design Methods 0.000 description 2
- 238000001192 hot extrusion Methods 0.000 description 2
- 230000001771 impaired effect Effects 0.000 description 2
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 description 2
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 2
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 2
- 238000003466 welding Methods 0.000 description 2
- 229910000851 Alloy steel Inorganic materials 0.000 description 1
- ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N Tin Chemical compound [Sn] ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000002411 adverse Effects 0.000 description 1
- 239000010953 base metal Substances 0.000 description 1
- 238000007796 conventional method Methods 0.000 description 1
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 1
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 1
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 1
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 1
- 230000005496 eutectics Effects 0.000 description 1
- 238000002474 experimental method Methods 0.000 description 1
- 238000013213 extrapolation Methods 0.000 description 1
- 239000000446 fuel Substances 0.000 description 1
- 239000000295 fuel oil Substances 0.000 description 1
- 239000007789 gas Substances 0.000 description 1
- 230000003993 interaction Effects 0.000 description 1
- 230000007774 longterm Effects 0.000 description 1
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 description 1
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 1
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 1
- 150000004767 nitrides Chemical class 0.000 description 1
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 description 1
- 230000000087 stabilizing effect Effects 0.000 description 1
- 238000005482 strain hardening Methods 0.000 description 1
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 1
- 229910052715 tantalum Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 1
Landscapes
- Rigid Pipes And Flexible Pipes (AREA)
Description
〔発明の利用分野〕
本発明はボイラチユーブに係り、特に石炭燃焼
を含む600℃以上の蒸気温度を得るための発電プ
ラント用に好適なボイラチユーブに関する。 〔従来技術〕 従来の発電プラント用ボイラチユーブ材とし
て、チユーブ内蒸気温度が約570℃以下、燃焼ガ
ス側のチユーブ外壁面の温度が600〜650℃の比較
的低温側では2 1/4Cr−1Moや9Cr−1Mo鋼の低 合金鋼が使用され、高温側ではSUS304、
SUS321並びにSUS347等のオーステナイト系ス
テンレス鋼が使用されている。しかし、近年、資
源、エネルギーの有効利用の点から、ボイラ燃料
としては重油から石炭へ移行し、発電効率向上等
の理由から蒸気温度を600℃、さらに650℃程度ま
で上昇させる高温高圧化が図られるすう勢にあ
る。そのため、ボイラチユーブ内蒸気温度及びチ
ユーブ外壁面の温度を従来より約30〜100℃上昇
させ、圧力を250〜350Kgf/cm2まで上昇させなけ
ればならない。しかし一般に蒸気温度600℃付近
の温度域で使用されている従来のオーステナイト
系ステンレス鋼は650℃以上となるとクリープ破
断強度が極端に低下し、更に水蒸気酸化やガス腐
食も増大する。従つて650℃以上の蒸気温度に対
するボイラチユーブ用材料としては、SUS304、
SUS321、SUS347オーステナイト系ステンレス
鋼よりも強度が高く、かつ耐食性に優れたものが
要求される。このような材料として21%Cr−32
%Ni系のオーステナイト鋼が考えられる。しか
し、このオーステナイト鋼の場合、ボイラチユー
ブ外壁温度720℃における103時間クリープ破断強
度は5.3Kgf/mm2程度であり、圧力350atgの650℃
タービン用ボイラチユーブの許容圧力5.5Kg/mm2
以上での使用には問題がある。 〔発明の目的〕 本発明の目的は、高温強度と耐食性に優れ、主
蒸気温度600〜650℃発電用プラントとして使用で
きるボイラチユーブを提供することにある。 〔発明の概要〕 本発明の第1は、重量比でC:0.02〜0.15%、
Si:0.5〜3.5%、Mn:2%以下、Ni:20〜42%、
Cr:20.5〜27%、Mo:0.5〜3%、Nb+Ta:1
%以下、B:0.0005〜0.005%と、更にTi:0.5%
以下、Zr:0.5%以下、Cu:4%以下、N:0.05
〜0.1%及びCo:2%以下の少なくとも1種以上
とを含有し、実質的に全オーステナイト組織を有
するボイラチユーブである。 本発明の第2は、重量比でC:0.02〜0.15%、
Si:0.5〜3.5%、Mn:2%以下、Ni:20〜42%、
Cr:20.5〜27%、Mo:0.5〜3%、Nb+Ta:1
%以下、B:0.0005〜0.005%、Al:0.02〜0.5%
と、更にTi:0.5%以下、Zr:0.5%以下、Cu:4
%以下、N:0.05〜0.1%とを含有し、実質的に
全オーステナイト組識を有するボイラチユーブで
ある。 以下、本発明を更に詳細に説明する。 CはMo、Nb、Ti、等の炭化物形成元素と結
合して炭化物を形成し、高温強度を高めるが、
0.15%以上含有すると、加工性、延性及び溶接性
が著しく低下するため、0.15%以下にしなければ
ならない。特に0.02〜0.1%が好ましい。 Siは0.5%以上で耐食性を向上させるが、3.5%
以上になると製造性、加工性をそこなうととも
に、フエライト相を析出するため3.5%以下でな
ければならない。 MnはSi同様に重要な脱酸成分であるが、多す
ぎると耐酸化性が低下するため2.0%以下がよい。 NiはCrと共存して加工性を高めるとともにオ
ーステナイト組織を安定に保ち、高温強度を高め
る。本発明鋼は20.5〜27%のCrと、Mo、Nb、
Ti、Si等のフエライト生成元素とを含むので安
定なオーステナイト相を得るためにはNiは20〜
42%が必要である。Niは多い程、高温において
安定な組織が得られるが、逆に多すぎると柱状晶
が粗大化して加工性が悪くなる。特に好ましい
Ni量は30〜35%である。 Crは石炭燃焼ガスによる高温腐食に対し有効
であり、また水蒸気酸化に対しても有効であり、
20.5%以上とする必要がある。しかし27%を超え
ても高温腐食や水蒸気酸化の効果は変らず、却つ
て熱間加工性を著しく損う。特に望ましいCr量
は21〜25%である。 Moは石炭燃焼による高温腐食に悪影響を与え
ることなく、オーステナイトマトリツクスを強化
し、一部は炭化物として析出し高温強度を上げる
とともに結晶粒界を強化させるために0.5%以上
必要である。しかし3%を超えると加工性を低下
させるとともにシグマ相の析出を容易する。特に
好ましいMo量は1.0〜2.0%である。 NbおよびTaは炭化物として析出し、高温強度
を上げるとともに延性を向上させる。この延性と
強度の両方を得るためには1%以下でなければな
らない。 Bはクリープ破断強度、特に長時間クリープ破
断強度を向上させる元素であるが、更にボイラチ
ユーブとしての加工性、耐食性及び溶接性の向上
にも有効である。ここで特にボイラチユーブの製
造工程および使用状態との関係においてB添加の
効果を説明する。ボイラチユーブは通常、溶解、
造塊、分塊圧延、熱間押出、冷間抽伸、溶体化処
理を経て製造される。熱間押出では結晶粒度調
整、冷間抽伸では組織調整が施され、溶体化処理
は1100〜1200℃の条件で行なわれる。ボイラチユ
ーブの寸法は外径30〜80mm、肉厚7〜16mmであ
り、溶接により発電プラントに設置される。 すなわち、ボイラチユーブは熱間及び冷間加工
により製作されるが、Bの添加量によつて加工度
が変化する。第1図において、Bの添加量が
0.0005%以上となると加工度が向上するが、Bの
添加量が0.005%を超えるとホウ化物が生成され、
更に0.01%を超えるとホウ化物量が多くなり、か
つ共晶も生成される。ホウ化物は加工性を低下さ
せる要因となるので加工性の面から、Bの添加量
は0.0005〜0.005%とする必要がある。 またクリープ破断強度の点からもBは0.0005%
以上必要であり、0.005%を超えると逆に強度が
低下する。更にBの添加によつても溶接性を低下
させることもない。 Alは溶湯の脱酸剤であるとともに、Moとの相
互作用により母材を強化する。さらに、Nとの親
和力が高く、NbN、TiN、ZrN、Cr2N、BN等
の有害な窒化物の析出を抑制するため、クリープ
破断強度の向上に重要な元素である。なお、Al
はフエライト生成元素であるため0.5%以下にす
る必要がある。特に0.05〜0.20%が好ましい。 Ti及びZrは一部脱酸剤として作用し、またマ
トリツクス中に炭化物として析出し高温延性を向
上させるとともに、結晶粒を微細化し、強度を向
上させる。しかし、多すぎると溶接性を害し、溶
接欠陥を生成するため、それぞれ0.5%以下でな
ければならない。特に0.3%以下が好ましい。 Cuはオーステナイト生成元素であり、Niの代
替成分として有効である。しかし、多量に添加す
ると、高温での粒界脆化を助長させるとともに、
高温割れ感受性を高めるため2%を上限とする必
要がある。特に2%以下が好ましい。 Nはオーステナイト組織を安定にする作用があ
り、オーステナイト鋼におけるNの含有量はCr
の1%程度が適当であるが、Nの添加量は0.05〜
1%とする。 Coはオーステナイト生成元素であり、耐酸化
性を向上させるとともに、高温強度及び延性を向
上させる。多すぎると加工性及び溶接性を低下さ
せるため2%以下でなければならない。 〔発明の実施例〕 第1表に実験に用いた試料の化学成分(重量
%)を示す。比較鋼No.1(SUS321)、No.2
(SUS316)及びNo.3(Alloy800)は肉厚8〜14
mm、外径40〜60mmのチユーブより試験片を採取し
た。比較鋼No.1〜No.3及び本発明鋼No.1〜No.12を
供試材として720℃でクリープ破断試験を実施し
た。試験片は全て直径6mm、平行部30mmで実施し
た。
を含む600℃以上の蒸気温度を得るための発電プ
ラント用に好適なボイラチユーブに関する。 〔従来技術〕 従来の発電プラント用ボイラチユーブ材とし
て、チユーブ内蒸気温度が約570℃以下、燃焼ガ
ス側のチユーブ外壁面の温度が600〜650℃の比較
的低温側では2 1/4Cr−1Moや9Cr−1Mo鋼の低 合金鋼が使用され、高温側ではSUS304、
SUS321並びにSUS347等のオーステナイト系ス
テンレス鋼が使用されている。しかし、近年、資
源、エネルギーの有効利用の点から、ボイラ燃料
としては重油から石炭へ移行し、発電効率向上等
の理由から蒸気温度を600℃、さらに650℃程度ま
で上昇させる高温高圧化が図られるすう勢にあ
る。そのため、ボイラチユーブ内蒸気温度及びチ
ユーブ外壁面の温度を従来より約30〜100℃上昇
させ、圧力を250〜350Kgf/cm2まで上昇させなけ
ればならない。しかし一般に蒸気温度600℃付近
の温度域で使用されている従来のオーステナイト
系ステンレス鋼は650℃以上となるとクリープ破
断強度が極端に低下し、更に水蒸気酸化やガス腐
食も増大する。従つて650℃以上の蒸気温度に対
するボイラチユーブ用材料としては、SUS304、
SUS321、SUS347オーステナイト系ステンレス
鋼よりも強度が高く、かつ耐食性に優れたものが
要求される。このような材料として21%Cr−32
%Ni系のオーステナイト鋼が考えられる。しか
し、このオーステナイト鋼の場合、ボイラチユー
ブ外壁温度720℃における103時間クリープ破断強
度は5.3Kgf/mm2程度であり、圧力350atgの650℃
タービン用ボイラチユーブの許容圧力5.5Kg/mm2
以上での使用には問題がある。 〔発明の目的〕 本発明の目的は、高温強度と耐食性に優れ、主
蒸気温度600〜650℃発電用プラントとして使用で
きるボイラチユーブを提供することにある。 〔発明の概要〕 本発明の第1は、重量比でC:0.02〜0.15%、
Si:0.5〜3.5%、Mn:2%以下、Ni:20〜42%、
Cr:20.5〜27%、Mo:0.5〜3%、Nb+Ta:1
%以下、B:0.0005〜0.005%と、更にTi:0.5%
以下、Zr:0.5%以下、Cu:4%以下、N:0.05
〜0.1%及びCo:2%以下の少なくとも1種以上
とを含有し、実質的に全オーステナイト組織を有
するボイラチユーブである。 本発明の第2は、重量比でC:0.02〜0.15%、
Si:0.5〜3.5%、Mn:2%以下、Ni:20〜42%、
Cr:20.5〜27%、Mo:0.5〜3%、Nb+Ta:1
%以下、B:0.0005〜0.005%、Al:0.02〜0.5%
と、更にTi:0.5%以下、Zr:0.5%以下、Cu:4
%以下、N:0.05〜0.1%とを含有し、実質的に
全オーステナイト組識を有するボイラチユーブで
ある。 以下、本発明を更に詳細に説明する。 CはMo、Nb、Ti、等の炭化物形成元素と結
合して炭化物を形成し、高温強度を高めるが、
0.15%以上含有すると、加工性、延性及び溶接性
が著しく低下するため、0.15%以下にしなければ
ならない。特に0.02〜0.1%が好ましい。 Siは0.5%以上で耐食性を向上させるが、3.5%
以上になると製造性、加工性をそこなうととも
に、フエライト相を析出するため3.5%以下でな
ければならない。 MnはSi同様に重要な脱酸成分であるが、多す
ぎると耐酸化性が低下するため2.0%以下がよい。 NiはCrと共存して加工性を高めるとともにオ
ーステナイト組織を安定に保ち、高温強度を高め
る。本発明鋼は20.5〜27%のCrと、Mo、Nb、
Ti、Si等のフエライト生成元素とを含むので安
定なオーステナイト相を得るためにはNiは20〜
42%が必要である。Niは多い程、高温において
安定な組織が得られるが、逆に多すぎると柱状晶
が粗大化して加工性が悪くなる。特に好ましい
Ni量は30〜35%である。 Crは石炭燃焼ガスによる高温腐食に対し有効
であり、また水蒸気酸化に対しても有効であり、
20.5%以上とする必要がある。しかし27%を超え
ても高温腐食や水蒸気酸化の効果は変らず、却つ
て熱間加工性を著しく損う。特に望ましいCr量
は21〜25%である。 Moは石炭燃焼による高温腐食に悪影響を与え
ることなく、オーステナイトマトリツクスを強化
し、一部は炭化物として析出し高温強度を上げる
とともに結晶粒界を強化させるために0.5%以上
必要である。しかし3%を超えると加工性を低下
させるとともにシグマ相の析出を容易する。特に
好ましいMo量は1.0〜2.0%である。 NbおよびTaは炭化物として析出し、高温強度
を上げるとともに延性を向上させる。この延性と
強度の両方を得るためには1%以下でなければな
らない。 Bはクリープ破断強度、特に長時間クリープ破
断強度を向上させる元素であるが、更にボイラチ
ユーブとしての加工性、耐食性及び溶接性の向上
にも有効である。ここで特にボイラチユーブの製
造工程および使用状態との関係においてB添加の
効果を説明する。ボイラチユーブは通常、溶解、
造塊、分塊圧延、熱間押出、冷間抽伸、溶体化処
理を経て製造される。熱間押出では結晶粒度調
整、冷間抽伸では組織調整が施され、溶体化処理
は1100〜1200℃の条件で行なわれる。ボイラチユ
ーブの寸法は外径30〜80mm、肉厚7〜16mmであ
り、溶接により発電プラントに設置される。 すなわち、ボイラチユーブは熱間及び冷間加工
により製作されるが、Bの添加量によつて加工度
が変化する。第1図において、Bの添加量が
0.0005%以上となると加工度が向上するが、Bの
添加量が0.005%を超えるとホウ化物が生成され、
更に0.01%を超えるとホウ化物量が多くなり、か
つ共晶も生成される。ホウ化物は加工性を低下さ
せる要因となるので加工性の面から、Bの添加量
は0.0005〜0.005%とする必要がある。 またクリープ破断強度の点からもBは0.0005%
以上必要であり、0.005%を超えると逆に強度が
低下する。更にBの添加によつても溶接性を低下
させることもない。 Alは溶湯の脱酸剤であるとともに、Moとの相
互作用により母材を強化する。さらに、Nとの親
和力が高く、NbN、TiN、ZrN、Cr2N、BN等
の有害な窒化物の析出を抑制するため、クリープ
破断強度の向上に重要な元素である。なお、Al
はフエライト生成元素であるため0.5%以下にす
る必要がある。特に0.05〜0.20%が好ましい。 Ti及びZrは一部脱酸剤として作用し、またマ
トリツクス中に炭化物として析出し高温延性を向
上させるとともに、結晶粒を微細化し、強度を向
上させる。しかし、多すぎると溶接性を害し、溶
接欠陥を生成するため、それぞれ0.5%以下でな
ければならない。特に0.3%以下が好ましい。 Cuはオーステナイト生成元素であり、Niの代
替成分として有効である。しかし、多量に添加す
ると、高温での粒界脆化を助長させるとともに、
高温割れ感受性を高めるため2%を上限とする必
要がある。特に2%以下が好ましい。 Nはオーステナイト組織を安定にする作用があ
り、オーステナイト鋼におけるNの含有量はCr
の1%程度が適当であるが、Nの添加量は0.05〜
1%とする。 Coはオーステナイト生成元素であり、耐酸化
性を向上させるとともに、高温強度及び延性を向
上させる。多すぎると加工性及び溶接性を低下さ
せるため2%以下でなければならない。 〔発明の実施例〕 第1表に実験に用いた試料の化学成分(重量
%)を示す。比較鋼No.1(SUS321)、No.2
(SUS316)及びNo.3(Alloy800)は肉厚8〜14
mm、外径40〜60mmのチユーブより試験片を採取し
た。比較鋼No.1〜No.3及び本発明鋼No.1〜No.12を
供試材として720℃でクリープ破断試験を実施し
た。試験片は全て直径6mm、平行部30mmで実施し
た。
【表】
第2図に720℃、1000時間のクリープ破断強度
を示す。本発明鋼No.1〜No.12は、比較鋼より高強
度を示し、比較鋼の中で最も強いNo.3
(Alloy800)と比較しても、本発明鋼は1.1〜1.20
倍の高い強度を有している。 第2表は、720℃、105時間クリープ破断強度を
直線外挿により求めた結果を示す。650℃、
350atgの起々臨界圧ボイラー用チユーブの設計応
力は720℃、105時間で5.5Kgt/mm2以上であり、
本発明鋼は十分に使用可能である。
を示す。本発明鋼No.1〜No.12は、比較鋼より高強
度を示し、比較鋼の中で最も強いNo.3
(Alloy800)と比較しても、本発明鋼は1.1〜1.20
倍の高い強度を有している。 第2表は、720℃、105時間クリープ破断強度を
直線外挿により求めた結果を示す。650℃、
350atgの起々臨界圧ボイラー用チユーブの設計応
力は720℃、105時間で5.5Kgt/mm2以上であり、
本発明鋼は十分に使用可能である。
【表】
以上のように本発明によれば、主蒸気温度650
℃、圧力350atgの超々臨界圧発電プラントの設計
条件を満足しうるボイラチユーブを提供すること
ができる。
℃、圧力350atgの超々臨界圧発電プラントの設計
条件を満足しうるボイラチユーブを提供すること
ができる。
第1図はBの添加と加工度率との関係図、第2
図は720℃、1000時間におけるクリープ破断強度
を示す棒グラフである。
図は720℃、1000時間におけるクリープ破断強度
を示す棒グラフである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1 重量比で、C:0.02〜0.15%、Si:0.5〜3.5
%、Mn:2%以下、Ni:20〜42%、Cr:20.5〜
27%、Mo:0.5〜3%、Nb+Ta:1%以下、
B:0.0005〜0.005%と、更にTi:0.5%以下、
Zr:0.5%以下、Cu:4%以下、N:0.005〜0.1
%及びCo:2%以下の少なくとも1種以上とを
含有し残部Feからなり、実質的に全オーステナ
イト組織を有することを特徴とするボイラチユー
ブ。 2 重量比でC:0.02〜0.15%、Si:0.5〜3.5%、
Mn:2%以下、Ni:20〜42%、Cr:20.5〜27
%、Mo:0.5〜3%、Nb+Ta:1%以下、B:
0.0005〜0.005%、Al:0.02〜0.5%と、更にTi:
0.5%以下、Zr:0.5%以下、Cu:4%以下、N:
0.05〜0.1%とを含有し、残部Feからなり、実質
的に全オーステナイト組織を有することを特徴と
するボイラチユーブ。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP984383A JPS59136464A (ja) | 1983-01-26 | 1983-01-26 | ボイラチユ−ブ |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP984383A JPS59136464A (ja) | 1983-01-26 | 1983-01-26 | ボイラチユ−ブ |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS59136464A JPS59136464A (ja) | 1984-08-06 |
JPH0121864B2 true JPH0121864B2 (ja) | 1989-04-24 |
Family
ID=11731403
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP984383A Granted JPS59136464A (ja) | 1983-01-26 | 1983-01-26 | ボイラチユ−ブ |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS59136464A (ja) |
Families Citing this family (6)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS59173249A (ja) * | 1983-03-19 | 1984-10-01 | Nippon Steel Corp | オ−ステナイト系耐熱合金 |
DE3407305A1 (de) * | 1984-02-24 | 1985-08-29 | Mannesmann AG, 4000 Düsseldorf | Verwendung einer korrosionsbestaendigen austenitischen legierung fuer mechanisch hoch beanspruchte, schweissbare bauteile |
JPS63247341A (ja) * | 1987-04-02 | 1988-10-14 | Nkk Corp | オ−ステナイト系耐熱合金 |
US7118636B2 (en) * | 2003-04-14 | 2006-10-10 | General Electric Company | Precipitation-strengthened nickel-iron-chromium alloy |
JP5984213B2 (ja) * | 2012-10-23 | 2016-09-06 | 日本冶金工業株式会社 | 溶接性に優れる被覆管用オーステナイト系Fe−Ni−Cr合金 |
CN104651754B (zh) * | 2015-02-05 | 2017-05-17 | 山东钢铁股份有限公司 | 一种高压锅炉管用低合金钢及其制备方法 |
-
1983
- 1983-01-26 JP JP984383A patent/JPS59136464A/ja active Granted
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPS59136464A (ja) | 1984-08-06 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
EP0505732B1 (en) | Low-alloy heat-resistant steel having improved creep strength and toughness | |
JPH07216511A (ja) | 高温強度に優れた高クロムオーステナイト耐熱合金 | |
JPH0621323B2 (ja) | 耐食、耐酸化性に優れた高強度高クロム鋼 | |
JPS59176501A (ja) | ボイラチユ−ブ | |
JP5137934B2 (ja) | フェライト系耐熱鋼 | |
JP3982069B2 (ja) | 高Crフェライト系耐熱鋼 | |
EP0525331B1 (en) | Heat resisting, ferritic steel with high chromium content and having improved resistance to embrittlement by intergranular precipitation of copper | |
JPH0123544B2 (ja) | ||
JP2002235154A (ja) | 高Crフェライト系耐熱鋼材 | |
EP0708184A1 (en) | High-strength austenitic heat-resisting steel with excellent weldability and good high-temperature corrosion resistance | |
JPS6123749A (ja) | 高温強度オ−ステナイト系ステンレス鋼 | |
JPH0121864B2 (ja) | ||
JP2000234140A (ja) | 電縫溶接性に優れたボイラ用鋼およびそれを用いた電縫ボイラ鋼管 | |
JP2559218B2 (ja) | 高強度フエライト系耐熱鋼管用鋼 | |
JPH07331390A (ja) | 高クロムオーステナイト耐熱合金 | |
JPS5914097B2 (ja) | 靭性を改良せるフェライト系耐熱鋼 | |
JP4523696B2 (ja) | 高温強度に優れたオーステナイト系耐熱鋼用tig溶接材料 | |
JPH0245696B2 (ja) | Sekitannenshoofukumupurantoyoboirachuubu | |
JP3531228B2 (ja) | 高Crフェライト系耐熱鋼 | |
JP4502239B2 (ja) | フェライト系耐熱鋼 | |
JPH07138708A (ja) | 高温強度と熱間加工性の良好なオーステナイト鋼 | |
JP2716807B2 (ja) | 高強度低合金耐熱鋼 | |
JPH0120222B2 (ja) | ||
JPH11285889A (ja) | 高温クリープ強度と時効後靭性に優れたオーステナイト系耐熱鋼用tig溶接材料 | |
JP4615196B2 (ja) | 高Crフェライト系耐熱鋼 |