JPH0569885B2 - - Google Patents
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- JPH0569885B2 JPH0569885B2 JP57050494A JP5049482A JPH0569885B2 JP H0569885 B2 JPH0569885 B2 JP H0569885B2 JP 57050494 A JP57050494 A JP 57050494A JP 5049482 A JP5049482 A JP 5049482A JP H0569885 B2 JPH0569885 B2 JP H0569885B2
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Classifications
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
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- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
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- C21D8/005—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment of ferrous alloys
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Description
この発明はポイラー用鋼管として使用するのに
足る十分な高温強度と耐食性とを有するオーステ
ナイト系ステンレス鋼の製造方法に関するもので
ある。 一般に、ボイラー用過熱器管には、現在
SUS321HTB、SUS347HTBなどの鋼種が使用
されている。そして、これらのオーステナイト系
ステンレス鋼では、ASTM規格や火力技術基準
により使用温度での許容応力が定められており、
これらの製造にあたつては前記基準を満足するよ
うに製造条件を選択している。 ボイラー用オーステナイト系ステンレス鋼管
は、通常、冷間加工によつて所定の最終サイズに
されるが、その際に素材の硬化を伴うので何度か
の軟化処理を行なつて冷間加工を終了している。
そして、冷間加工後、溶体化処理を行なつて所望
の高温強度を出している。このときの製造工程の
例を第１図に示した。 この場合、中間軟化温度や最終軟化温度に関す
る格別な指定はなされていないが、普通はJIS鋼
管規格の指定温度より低めになるように設定して
いる。なぜなら、軟化の目的が、変形抵抗を低く
して加工性を高めるだけに絞られているために、
その温度をむやみに高くして軟化量の増大やエネ
ルギーコストの上昇を招かないようにとの配慮が
なされているからである。ところが一方では、そ
の強度が、規格された値よりも十分に余裕をもつ
ように、溶体化処理温度を高くするのが一般的で
あつた。つまり、SUS347HTB鋼の溶体化処理
温度と、クリープラプチヤー強度及び結晶粒度と
の関係を示す線図である第２図からも明らかなよ
うに、溶体化処理温度が高くなると高温強度も上
昇することが知られていたからである。ちなみ
に、第２図からは、347HASME規格を満足させ
るには、1200℃以上の加熱を必要とすることがわ
かる。しかし、溶体化処理温度を高くすると鋼の
結晶粒が粗大化することも前記第２図から明らか
である。 鋼の結晶粒度は、水蒸気による腐食（水蒸気酸
化と称する）と密接な関係があり、粗粒鋼ほどこ
の腐食が大きくなるものである。 水蒸気酸化によつて引き起される問題点として
は、材料の減肉と腐食生成物（酸化スケール）の
剥離があげられるが、ボイラー用鋼管としては特
に後者が重大な問題となりがちである。 すなわち、剥離スケールは、水蒸気によつてタ
ーピン部に運ばれてターピンプレードをエロージ
ヨンにより損耗したり、チユーブ内に堆積して
（特にＵベンド部の如く水蒸気流れの変る部位に
堆積する）水蒸気流れを閉塞し、はなはだしい場
合にはチユーブの噴破事故にもつながりかねない
ものである。 以上のように、ボイラー用鋼管は高温強度と耐
食性とを兼ね備える必要があり、溶体化処理だけ
で調質する場合には、所望とするクリープ破断強
度から最低温度が決まることとなり、耐食性の面
からみればGSNoが７よりも細かい微細結晶粒が
望ましいのでこの観点から最高溶体化処理温度が
決められることとなる。そして、クリープ強度か
ら決まる最低温度が、結晶粒度から決まる最高温
度よりも低い場合には、強度も耐食性も満足する
溶体化処理条件範囲が存在し、逆の場合には、耐
食性を犠牲にして強度が満足できる溶体化温度を
選択し、耐食性の面は表面処理その他で改善する
他はない。表面処理による耐食性の改善類として
は、シヨツトプラスト、又はシヨツトプラスト後
窒化細粒化処理等の処理を行なつて表面のみ耐食
性を改善する方法などが採用されるが、処理工程
が増え、それにともなつて処理コストも大幅に増
大するうえに、例えば直径が50mm程度の細管の内
面等の場合にはその処理がほとんど不可能であ
り、さらに、何らかの原因によつて表面が破壊さ
れると局部的に腐食が進行するという欠点もあつ
た。 本発明者等は、上述のような観点から、結晶組
織が細粒微細化されていて耐食性にすぐれてお
り、しかも高温強度の高い、ボイラー用鋼管とし
て最適なステンレス鋼を簡単確実に製造する方法
を提供すべく研究を行なつた結果、TiCやNbCな
どの炭化物が析出するタイプのオーステナイト系
ステンレス鋼に、適当な、熱処理と加工条件とを
組み合わせた処理を施すことによつて、より高い
溶体化温度でもその結晶粒が微細に保たれたまま
の状態を維持し、高温強度と耐食性の両方にすぐ
れた材料が得られることを見出すに至つたのであ
る。すなわち、 (a) Ti及びNbを含有するオーステナイト系ステ
ンレス鋼の冷間加工過程で、最終軟化温度を
1200℃超〜1350℃とすれば、Ti又はNb、ある
いはこの両者の炭化物あるいは炭窒化物を十分
に固溶することができること、 (b) 最終軟化処理後の冷却後、20〜90％の加工度
で冷間加工を加えれば、前記鋼に十分な再結晶
析出核を作ることができること、 (c) その後、1070〜1300℃で、かつ最終軟化処理
温度より30℃以上低い温度に加熱することによ
つて、再結晶と、Ti又はHbの炭化物あるいは
炭窒化物の微細析出がなされ、微粒鋼が得られ
ること、 (d) 前記(c)項の最終熱処理の冷却は、いずれも空
冷以上の冷却速度であれば余分な析出を防止で
きること、 (e) このようにして得られたオーステナイトステ
ンレス鋼は、微細析出物が存在するために、細
粒でも十分なクリープ強度を有しており、しか
も細粒であるのですぐれた耐食性を具備してい
ること、 (f) 上記の各処理は、何ら各別な手段を要せず
に、低コストで安定確実に実施できること、 以上、(a)〜(f)に示す知見を得たのである。 したがつて、この発明は、上記知見に基づいて
なされたものであつて、 Ti：0.15〜0.5重量％、Nb：0.3〜1.5重量％の
１種又は２種を含んだオーステナイト系ステンレ
ス鋼の冷間加工工程において、最終軟化温度を
1200℃超〜1350℃に設定して加熱し冷却した後、
20〜90％の冷間加工を加え、さらにこれについて
1070〜1300℃でかつ最終軟化温度より30℃以上低
い温度に加熱し、空冷以上の冷却温度で冷却の最
終熱処理を施すことによつて、クリープ強度が高
く、細粒組織で耐食性の良好な鋼材を得ることに
特徴を有するものである。 つぎに、この発明において、Ti及びNbの含有
量、最終軟化温度、冷間加工度、最終熱処理温度
をそれぞれ上記のような値に限定した理由を説明
する。 Ti及びNbの含有量 Ti及びNbの含有量が、それぞれ0.15重量％
未満及び0.3重量％未満では、それらの炭窒化
物析出量が不足し、鋼組織の細粒化が達成でき
ずに耐食性劣化を来たし、一方、Ti含有量が
0.5重量％を、Nbが1.5重量％をそれぞれ越えた
場合にも、前記細粒化効果にそれ以上の向上が
みられないばかりか、、溶接金属に高温割れを
発生するようになることから、Tiの含有量を
0.15〜0.5重量％と、Nb含有量を0.3〜1.5重量％
とそれぞれ限定した。 最終軟化温度 最終軟化温度が1200℃以下では、Ti及びNb
の炭窒化物の固溶量が少なく、最終処理前に析
出量不足を生ずることとなつて細粒が有効に生
じなくなり、一方1350℃を越えた場合には、一
部ステンレス鋼自体が溶融しはじめることか
ら、その温度を1200℃超〜1350℃に限定した。 最終熱処理温度 最終熱処理温度が1070℃未満では、高温クリ
ープ破断強度が不足し、一方、1300℃を越えた
場合には、炭窒化物の固溶量が増えて結晶粒の
粗大化を招き細粒とならなくなる。そして、最
終軟化温度との差が30℃未満では、両処理時の
溶解度差が少なくて、炭窒化物の析出量が少な
すぎる結果をもたらす。以上の理由から、最終
熱処理温度を1070〜1300℃と限定し、しかも最
終軟化温度よりも30℃以上低い温度と定めた。 冷間加工度 冷間加工度が20％未満では、十分な再結晶核
を作ることができず、微細結晶粒を得ることが
困難となることから、その値を20％以上とする
必要があるが、その値が90％を越えると圧延機
能力の制約を受けるようになることから、冷間
加工度を20〜90％と定めた。 なお、最終軟化処理や最終熱処理の際の冷却
は、水冷、油冷等の強冷など、冷却速度の速い
程良いが、空冷であつても余分な析出を抑える
ことができるのでさしつかえないものである。 ついで、この発明のステンレス鋼の製造方法
を、その工程の一部を模式図で表わした第４図を
参照しながら説明する。第４図は第１図に示した
ステンレス鋼管の製造方法のＦ工程以降に相当す
る部分を模式的に示したもので、この発明では、
最終軟化工程であるＦ工程においてNbCやTiCな
どをできる限り多く固溶せしめるために、T2の
温度を実用上可能な範囲内で高くとる。 Ｆ工程の後の冷却速度は、固溶したNbやTiが
それぞれNbCやTiCなどの炭化物として析出する
のを防止するために速くするのが良い。特に、
NbCやTiCが最も多く析出する温度範囲（850〜
1000℃）で徐冷とならないようにすることが必要
である。第５図は、SUS321H鋼、347H鋼におけ
るTiCやNbC析出と冷却速度との関係を示した線
図であるが、上記冷却速度は、実際には第５図に
示すように、1150℃で溶液化した321H又は347H
を冷却したときの1150℃〜950℃までの冷却速度
が500℃／hrの場合に炭素量の80％がTiC又は
NbCとして析出するノーズに交叉する。従つて、
冷却速度としては500℃／hrより速く冷却するの
が良い。 最終軟化に続く冷間加工工程であるＧ工程にお
いて十分な冷間工程を与え、最終熱処理工程であ
るＨ工程での再結晶の際に、再結晶粒を多数生成
せしめて結晶粒を微細化することを図る。いずれ
の最終熱処理温度でも、Ｇ工程での加工度が20％
を下まわると結晶粒度がNo6より粗粒となるの
で、必要な最低加工度は20％である。 Ｈ工程においてT2より低い温度で最終熱処理
（温度T1）を実施する。この温度T1は、高温強度
を十分満足するに必要な温度でなければならず、
細粒化のみにこだわつてむやみに低くすることは
できない。SUS347Hステンレス鋼では、火力技
術基準で規定される強度を満足する最終熱処理温
度（T1）は1150℃であれば十分であるが、実際
には、最終軟化温度（T2）との関係でみると、
加工度20％以上において、 T2−T1≧30℃ でなければ、所望の細粒組織を得ることが困難で
ある。 この工程で結晶粒が微細化する理由は、Ｆ工程
で十分に固溶したTi又はNbが本工程で微細な
TiC又はNbCとして析出し、Ｇ工程の加工による
再結晶粒の成長を抑制するためである。 このように、最終軟化温度よりも最終熱処理温
度を30℃以上低くしたことによる効果は、第６図
からも明らかである。第６図は、溶体化処理後の
組織に及ぼす軟化温度の影響を示す電子顕微鏡に
よる組織写真であり、第６図ａは第１図で示した
工程において、最終軟化温度：1150℃、それに続
く冷間加工の加工度：30％、最終熱処理温度：
1200℃とした場合の347Hステンレス鋼の組織を
示したものであり、結晶粒度はGSNo5程度で、
0.5μ程度の未固溶NbCが多数みられる。一方、第
６図ｂは、最終軟化温度：1250℃、それに続く冷
間加工の加工度：30％、最終熱処理温度：1200℃
とした場合の組織を示したものであり、結晶粒度
はGSNo8で、0.05μ以下のNbCが極めて多く析出
している。この微細NbCが粒成長を抑え、結晶
粒の微細化をもたらしているのである。 最終熱処理温度は、上述のように高温強度（ク
リープ破断強度を考慮して設定する必要があり、
鋼種、成分ごとに異なる最低温度が存在する。
SUS347Hステンレス鋼の場合には、第２図に示
したように、ASTMの規格強度を満足するため
の最低温度が1200℃であり、また火力技術基準で
規定される強度を満足するには1100℃で十分であ
る。従つて、347Hステンレス鋼の場合、耐食性
が所望の値を示す結晶粒度７より細粒で、かつ高
温強度が十分なものを製造する条件としては、 ASTM強度を保証する場合： T1≧1200℃、 T2≧T1＋30℃＝1230℃、 冷間加工度≧20％。 火力記述基準強度を保証する場合： T1≧1100℃、 T2≧T1＋30℃＝1130℃、 冷間加工度≧20％、 ということになる。 なお、この発明の鋼の製造法は、SUS347Hス
テンレス鋼にのみ適用されるものではなく、Ti
又はNbを単独ないしは複合で含有するオーステ
ナイト系ステンレス鋼であれば、いずれも対象と
なることはもちろんのことである。 ついで、この発明を実施例により比較例と対比
しながら説明する。 実施例 まず、第１表に示したような化学成分組成を有
する供試鋼を製造した。供試鋼のうち、Ａ〜Ｃ鋼
はSUS347HTB規格内の鋼で、Ｅ鋼は
SUS321HTB、Ｌ鋼はインコロイ800相当の鋼で
ある。なお、Ｄ鋼並びにＦ〜Ｋ鋼はこの発明に係
わる新規成分系である。 供試鋼は、50Kg高周波溶解炉で溶製し、1150
足る十分な高温強度と耐食性とを有するオーステ
ナイト系ステンレス鋼の製造方法に関するもので
ある。 一般に、ボイラー用過熱器管には、現在
SUS321HTB、SUS347HTBなどの鋼種が使用
されている。そして、これらのオーステナイト系
ステンレス鋼では、ASTM規格や火力技術基準
により使用温度での許容応力が定められており、
これらの製造にあたつては前記基準を満足するよ
うに製造条件を選択している。 ボイラー用オーステナイト系ステンレス鋼管
は、通常、冷間加工によつて所定の最終サイズに
されるが、その際に素材の硬化を伴うので何度か
の軟化処理を行なつて冷間加工を終了している。
そして、冷間加工後、溶体化処理を行なつて所望
の高温強度を出している。このときの製造工程の
例を第１図に示した。 この場合、中間軟化温度や最終軟化温度に関す
る格別な指定はなされていないが、普通はJIS鋼
管規格の指定温度より低めになるように設定して
いる。なぜなら、軟化の目的が、変形抵抗を低く
して加工性を高めるだけに絞られているために、
その温度をむやみに高くして軟化量の増大やエネ
ルギーコストの上昇を招かないようにとの配慮が
なされているからである。ところが一方では、そ
の強度が、規格された値よりも十分に余裕をもつ
ように、溶体化処理温度を高くするのが一般的で
あつた。つまり、SUS347HTB鋼の溶体化処理
温度と、クリープラプチヤー強度及び結晶粒度と
の関係を示す線図である第２図からも明らかなよ
うに、溶体化処理温度が高くなると高温強度も上
昇することが知られていたからである。ちなみ
に、第２図からは、347HASME規格を満足させ
るには、1200℃以上の加熱を必要とすることがわ
かる。しかし、溶体化処理温度を高くすると鋼の
結晶粒が粗大化することも前記第２図から明らか
である。 鋼の結晶粒度は、水蒸気による腐食（水蒸気酸
化と称する）と密接な関係があり、粗粒鋼ほどこ
の腐食が大きくなるものである。 水蒸気酸化によつて引き起される問題点として
は、材料の減肉と腐食生成物（酸化スケール）の
剥離があげられるが、ボイラー用鋼管としては特
に後者が重大な問題となりがちである。 すなわち、剥離スケールは、水蒸気によつてタ
ーピン部に運ばれてターピンプレードをエロージ
ヨンにより損耗したり、チユーブ内に堆積して
（特にＵベンド部の如く水蒸気流れの変る部位に
堆積する）水蒸気流れを閉塞し、はなはだしい場
合にはチユーブの噴破事故にもつながりかねない
ものである。 以上のように、ボイラー用鋼管は高温強度と耐
食性とを兼ね備える必要があり、溶体化処理だけ
で調質する場合には、所望とするクリープ破断強
度から最低温度が決まることとなり、耐食性の面
からみればGSNoが７よりも細かい微細結晶粒が
望ましいのでこの観点から最高溶体化処理温度が
決められることとなる。そして、クリープ強度か
ら決まる最低温度が、結晶粒度から決まる最高温
度よりも低い場合には、強度も耐食性も満足する
溶体化処理条件範囲が存在し、逆の場合には、耐
食性を犠牲にして強度が満足できる溶体化温度を
選択し、耐食性の面は表面処理その他で改善する
他はない。表面処理による耐食性の改善類として
は、シヨツトプラスト、又はシヨツトプラスト後
窒化細粒化処理等の処理を行なつて表面のみ耐食
性を改善する方法などが採用されるが、処理工程
が増え、それにともなつて処理コストも大幅に増
大するうえに、例えば直径が50mm程度の細管の内
面等の場合にはその処理がほとんど不可能であ
り、さらに、何らかの原因によつて表面が破壊さ
れると局部的に腐食が進行するという欠点もあつ
た。 本発明者等は、上述のような観点から、結晶組
織が細粒微細化されていて耐食性にすぐれてお
り、しかも高温強度の高い、ボイラー用鋼管とし
て最適なステンレス鋼を簡単確実に製造する方法
を提供すべく研究を行なつた結果、TiCやNbCな
どの炭化物が析出するタイプのオーステナイト系
ステンレス鋼に、適当な、熱処理と加工条件とを
組み合わせた処理を施すことによつて、より高い
溶体化温度でもその結晶粒が微細に保たれたまま
の状態を維持し、高温強度と耐食性の両方にすぐ
れた材料が得られることを見出すに至つたのであ
る。すなわち、 (a) Ti及びNbを含有するオーステナイト系ステ
ンレス鋼の冷間加工過程で、最終軟化温度を
1200℃超〜1350℃とすれば、Ti又はNb、ある
いはこの両者の炭化物あるいは炭窒化物を十分
に固溶することができること、 (b) 最終軟化処理後の冷却後、20〜90％の加工度
で冷間加工を加えれば、前記鋼に十分な再結晶
析出核を作ることができること、 (c) その後、1070〜1300℃で、かつ最終軟化処理
温度より30℃以上低い温度に加熱することによ
つて、再結晶と、Ti又はHbの炭化物あるいは
炭窒化物の微細析出がなされ、微粒鋼が得られ
ること、 (d) 前記(c)項の最終熱処理の冷却は、いずれも空
冷以上の冷却速度であれば余分な析出を防止で
きること、 (e) このようにして得られたオーステナイトステ
ンレス鋼は、微細析出物が存在するために、細
粒でも十分なクリープ強度を有しており、しか
も細粒であるのですぐれた耐食性を具備してい
ること、 (f) 上記の各処理は、何ら各別な手段を要せず
に、低コストで安定確実に実施できること、 以上、(a)〜(f)に示す知見を得たのである。 したがつて、この発明は、上記知見に基づいて
なされたものであつて、 Ti：0.15〜0.5重量％、Nb：0.3〜1.5重量％の
１種又は２種を含んだオーステナイト系ステンレ
ス鋼の冷間加工工程において、最終軟化温度を
1200℃超〜1350℃に設定して加熱し冷却した後、
20〜90％の冷間加工を加え、さらにこれについて
1070〜1300℃でかつ最終軟化温度より30℃以上低
い温度に加熱し、空冷以上の冷却温度で冷却の最
終熱処理を施すことによつて、クリープ強度が高
く、細粒組織で耐食性の良好な鋼材を得ることに
特徴を有するものである。 つぎに、この発明において、Ti及びNbの含有
量、最終軟化温度、冷間加工度、最終熱処理温度
をそれぞれ上記のような値に限定した理由を説明
する。 Ti及びNbの含有量 Ti及びNbの含有量が、それぞれ0.15重量％
未満及び0.3重量％未満では、それらの炭窒化
物析出量が不足し、鋼組織の細粒化が達成でき
ずに耐食性劣化を来たし、一方、Ti含有量が
0.5重量％を、Nbが1.5重量％をそれぞれ越えた
場合にも、前記細粒化効果にそれ以上の向上が
みられないばかりか、、溶接金属に高温割れを
発生するようになることから、Tiの含有量を
0.15〜0.5重量％と、Nb含有量を0.3〜1.5重量％
とそれぞれ限定した。 最終軟化温度 最終軟化温度が1200℃以下では、Ti及びNb
の炭窒化物の固溶量が少なく、最終処理前に析
出量不足を生ずることとなつて細粒が有効に生
じなくなり、一方1350℃を越えた場合には、一
部ステンレス鋼自体が溶融しはじめることか
ら、その温度を1200℃超〜1350℃に限定した。 最終熱処理温度 最終熱処理温度が1070℃未満では、高温クリ
ープ破断強度が不足し、一方、1300℃を越えた
場合には、炭窒化物の固溶量が増えて結晶粒の
粗大化を招き細粒とならなくなる。そして、最
終軟化温度との差が30℃未満では、両処理時の
溶解度差が少なくて、炭窒化物の析出量が少な
すぎる結果をもたらす。以上の理由から、最終
熱処理温度を1070〜1300℃と限定し、しかも最
終軟化温度よりも30℃以上低い温度と定めた。 冷間加工度 冷間加工度が20％未満では、十分な再結晶核
を作ることができず、微細結晶粒を得ることが
困難となることから、その値を20％以上とする
必要があるが、その値が90％を越えると圧延機
能力の制約を受けるようになることから、冷間
加工度を20〜90％と定めた。 なお、最終軟化処理や最終熱処理の際の冷却
は、水冷、油冷等の強冷など、冷却速度の速い
程良いが、空冷であつても余分な析出を抑える
ことができるのでさしつかえないものである。 ついで、この発明のステンレス鋼の製造方法
を、その工程の一部を模式図で表わした第４図を
参照しながら説明する。第４図は第１図に示した
ステンレス鋼管の製造方法のＦ工程以降に相当す
る部分を模式的に示したもので、この発明では、
最終軟化工程であるＦ工程においてNbCやTiCな
どをできる限り多く固溶せしめるために、T2の
温度を実用上可能な範囲内で高くとる。 Ｆ工程の後の冷却速度は、固溶したNbやTiが
それぞれNbCやTiCなどの炭化物として析出する
のを防止するために速くするのが良い。特に、
NbCやTiCが最も多く析出する温度範囲（850〜
1000℃）で徐冷とならないようにすることが必要
である。第５図は、SUS321H鋼、347H鋼におけ
るTiCやNbC析出と冷却速度との関係を示した線
図であるが、上記冷却速度は、実際には第５図に
示すように、1150℃で溶液化した321H又は347H
を冷却したときの1150℃〜950℃までの冷却速度
が500℃／hrの場合に炭素量の80％がTiC又は
NbCとして析出するノーズに交叉する。従つて、
冷却速度としては500℃／hrより速く冷却するの
が良い。 最終軟化に続く冷間加工工程であるＧ工程にお
いて十分な冷間工程を与え、最終熱処理工程であ
るＨ工程での再結晶の際に、再結晶粒を多数生成
せしめて結晶粒を微細化することを図る。いずれ
の最終熱処理温度でも、Ｇ工程での加工度が20％
を下まわると結晶粒度がNo6より粗粒となるの
で、必要な最低加工度は20％である。 Ｈ工程においてT2より低い温度で最終熱処理
（温度T1）を実施する。この温度T1は、高温強度
を十分満足するに必要な温度でなければならず、
細粒化のみにこだわつてむやみに低くすることは
できない。SUS347Hステンレス鋼では、火力技
術基準で規定される強度を満足する最終熱処理温
度（T1）は1150℃であれば十分であるが、実際
には、最終軟化温度（T2）との関係でみると、
加工度20％以上において、 T2−T1≧30℃ でなければ、所望の細粒組織を得ることが困難で
ある。 この工程で結晶粒が微細化する理由は、Ｆ工程
で十分に固溶したTi又はNbが本工程で微細な
TiC又はNbCとして析出し、Ｇ工程の加工による
再結晶粒の成長を抑制するためである。 このように、最終軟化温度よりも最終熱処理温
度を30℃以上低くしたことによる効果は、第６図
からも明らかである。第６図は、溶体化処理後の
組織に及ぼす軟化温度の影響を示す電子顕微鏡に
よる組織写真であり、第６図ａは第１図で示した
工程において、最終軟化温度：1150℃、それに続
く冷間加工の加工度：30％、最終熱処理温度：
1200℃とした場合の347Hステンレス鋼の組織を
示したものであり、結晶粒度はGSNo5程度で、
0.5μ程度の未固溶NbCが多数みられる。一方、第
６図ｂは、最終軟化温度：1250℃、それに続く冷
間加工の加工度：30％、最終熱処理温度：1200℃
とした場合の組織を示したものであり、結晶粒度
はGSNo8で、0.05μ以下のNbCが極めて多く析出
している。この微細NbCが粒成長を抑え、結晶
粒の微細化をもたらしているのである。 最終熱処理温度は、上述のように高温強度（ク
リープ破断強度を考慮して設定する必要があり、
鋼種、成分ごとに異なる最低温度が存在する。
SUS347Hステンレス鋼の場合には、第２図に示
したように、ASTMの規格強度を満足するため
の最低温度が1200℃であり、また火力技術基準で
規定される強度を満足するには1100℃で十分であ
る。従つて、347Hステンレス鋼の場合、耐食性
が所望の値を示す結晶粒度７より細粒で、かつ高
温強度が十分なものを製造する条件としては、 ASTM強度を保証する場合： T1≧1200℃、 T2≧T1＋30℃＝1230℃、 冷間加工度≧20％。 火力記述基準強度を保証する場合： T1≧1100℃、 T2≧T1＋30℃＝1130℃、 冷間加工度≧20％、 ということになる。 なお、この発明の鋼の製造法は、SUS347Hス
テンレス鋼にのみ適用されるものではなく、Ti
又はNbを単独ないしは複合で含有するオーステ
ナイト系ステンレス鋼であれば、いずれも対象と
なることはもちろんのことである。 ついで、この発明を実施例により比較例と対比
しながら説明する。 実施例 まず、第１表に示したような化学成分組成を有
する供試鋼を製造した。供試鋼のうち、Ａ〜Ｃ鋼
はSUS347HTB規格内の鋼で、Ｅ鋼は
SUS321HTB、Ｌ鋼はインコロイ800相当の鋼で
ある。なお、Ｄ鋼並びにＦ〜Ｋ鋼はこの発明に係
わる新規成分系である。 供試鋼は、50Kg高周波溶解炉で溶製し、1150
【表】
【表】
【表】
〜950℃にて鍛造・熱延し、その後に冷間加工に
よつて厚さ10mmの板材とした。この10mm板材を
1050〜1340℃で最終軟化（第４図中のＦ工程に相
当）し、引続いて20〜50％の冷間加工度を与え
（第４図中のＧ工程に相当）、1070〜1250℃の温度
にて最終熱処理（第４図中のＨ工程に相当）を施
した。 これらの各供試鋼の鉄処理条件並びに加工条
件、そして、それによつて得られた鋼材の結晶粒
度と高温強度（700℃×5000時間の条件でのクリ
ープ破断強度）、並びに水蒸気酸化試験結果（温
度：650℃の水蒸気中に1000時間保持後の腐食減
量を測定）を第１表に示した。また、第３図に
は、第１表に示された水蒸気酸化試験結果を結晶
粒度との関係で示した。この結果によれば、本発
明方法で製造したオーステナイト系ステンレス鋼
は、従来方法で製造したものに比較して細粒化に
ともなう耐水蒸気酸化特性が改善されていること
が判る。 これらの結果を検討すると、まず、本発明方法
を適用することにより、Ａ〜Ｌのいずれの鋼も比
較法に比べて組織の細粒化を生じており、第３図
の線図を参照すれば明らかなように、耐水蒸気酸
化性の向上が期待されるものであつた。また、高
温強度は、本発明方法によれば若干低めとなる傾
向がみられるが、その値は高々１Kg／cm2程度の低
下にすぎず、実用上何ら問題のないものであつ
た。特に規格鋼であるSUS347、321、インコロ
イ800の場合には、本発明方法を適用して得られ
た鋼材の高温強度が従来法によつて得られた鋼材
の高温強度バンド内に十分入つており、規格強度
を満足することも確認できた。 このように、本発明方法を適用することによ
り、従来法よりもステンレス鋼の結晶粒を微細化
でき、耐食性を高めるとともに、高温強度も維持
できることが明白であつた。 一方、鋼Ｄ、Ｇ、Ｈ、Ｊ、Ｋをみてみると、ま
ずＤ鋼はSUS347H鋼をさらに細粒化すべくNbを
増加したものであり、本発明方法を適用すると、
従来の347H鋼と同等以上の強度と細粒化を実現
できることが明らかである。 また、Ｆ、Ｇ、Ｈ、Ｊ鋼は、Mo添加により素
地の高温強度を高めたものあつて、基地の高温強
度を高めることにより、Moを含有しない順に比
べて熱処理温度を低くとることが可能となつて結
晶粒度を細かくすることができた。さらに、この
鋼に本発明方法を適用して鋼を製造することによ
り、結晶粒のより微細化を図ることができた。そ
して、Ｋ鋼は、25％Crでそれ自体耐食性が良好
でかつ強度が高いものであるが、本発明方法を適
用することによつて、さらに耐食性の向上を図る
ことができた。 上述のように、この発明によれば、格別な工程
を必要とすることなく、良好な耐食性と高温強度
特性を兼ね備え、ボイラー用鋼管等としてすぐれ
た性能を発揮する鋼を、安定確実に製造すること
ができるなど工業上有用な効果がもたらされるの
である。
よつて厚さ10mmの板材とした。この10mm板材を
1050〜1340℃で最終軟化（第４図中のＦ工程に相
当）し、引続いて20〜50％の冷間加工度を与え
（第４図中のＧ工程に相当）、1070〜1250℃の温度
にて最終熱処理（第４図中のＨ工程に相当）を施
した。 これらの各供試鋼の鉄処理条件並びに加工条
件、そして、それによつて得られた鋼材の結晶粒
度と高温強度（700℃×5000時間の条件でのクリ
ープ破断強度）、並びに水蒸気酸化試験結果（温
度：650℃の水蒸気中に1000時間保持後の腐食減
量を測定）を第１表に示した。また、第３図に
は、第１表に示された水蒸気酸化試験結果を結晶
粒度との関係で示した。この結果によれば、本発
明方法で製造したオーステナイト系ステンレス鋼
は、従来方法で製造したものに比較して細粒化に
ともなう耐水蒸気酸化特性が改善されていること
が判る。 これらの結果を検討すると、まず、本発明方法
を適用することにより、Ａ〜Ｌのいずれの鋼も比
較法に比べて組織の細粒化を生じており、第３図
の線図を参照すれば明らかなように、耐水蒸気酸
化性の向上が期待されるものであつた。また、高
温強度は、本発明方法によれば若干低めとなる傾
向がみられるが、その値は高々１Kg／cm2程度の低
下にすぎず、実用上何ら問題のないものであつ
た。特に規格鋼であるSUS347、321、インコロ
イ800の場合には、本発明方法を適用して得られ
た鋼材の高温強度が従来法によつて得られた鋼材
の高温強度バンド内に十分入つており、規格強度
を満足することも確認できた。 このように、本発明方法を適用することによ
り、従来法よりもステンレス鋼の結晶粒を微細化
でき、耐食性を高めるとともに、高温強度も維持
できることが明白であつた。 一方、鋼Ｄ、Ｇ、Ｈ、Ｊ、Ｋをみてみると、ま
ずＤ鋼はSUS347H鋼をさらに細粒化すべくNbを
増加したものであり、本発明方法を適用すると、
従来の347H鋼と同等以上の強度と細粒化を実現
できることが明らかである。 また、Ｆ、Ｇ、Ｈ、Ｊ鋼は、Mo添加により素
地の高温強度を高めたものあつて、基地の高温強
度を高めることにより、Moを含有しない順に比
べて熱処理温度を低くとることが可能となつて結
晶粒度を細かくすることができた。さらに、この
鋼に本発明方法を適用して鋼を製造することによ
り、結晶粒のより微細化を図ることができた。そ
して、Ｋ鋼は、25％Crでそれ自体耐食性が良好
でかつ強度が高いものであるが、本発明方法を適
用することによつて、さらに耐食性の向上を図る
ことができた。 上述のように、この発明によれば、格別な工程
を必要とすることなく、良好な耐食性と高温強度
特性を兼ね備え、ボイラー用鋼管等としてすぐれ
た性能を発揮する鋼を、安定確実に製造すること
ができるなど工業上有用な効果がもたらされるの
である。
第１図はボイラー用オーステナイト系ステンレ
ス鋼管の製造工程図、第２図はSUS347HTB鋼
の溶体化処理温度とクリープ破断強度・結晶粒度
との関係を示す線図、第３図は鋼材の結晶粒度と
水蒸気酸化との関係を示す線図、第４図は本発明
方法の工程の模式図、第５図はオーステナイト系
ステンレス鋼のTiC及びNbC析出と冷却速度との
関係を示す線図、第６図は最終熱処理後のオース
テナイト系ステンレス鋼の電子顕微鏡による組織
写真で、第６図ａは比較方法による場合の組織写
真、第６図ｂは本発明方法による場合の組織写真
である。
ス鋼管の製造工程図、第２図はSUS347HTB鋼
の溶体化処理温度とクリープ破断強度・結晶粒度
との関係を示す線図、第３図は鋼材の結晶粒度と
水蒸気酸化との関係を示す線図、第４図は本発明
方法の工程の模式図、第５図はオーステナイト系
ステンレス鋼のTiC及びNbC析出と冷却速度との
関係を示す線図、第６図は最終熱処理後のオース
テナイト系ステンレス鋼の電子顕微鏡による組織
写真で、第６図ａは比較方法による場合の組織写
真、第６図ｂは本発明方法による場合の組織写真
である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ti：0.15〜0.5重量％およびNb：0.3〜1.5重
量％のうちの１種または２種を含有するオーステ
ナイト系ステンレス鋼の冷間加工工程において、 最終軟化温度を1200℃超〜1350℃に設定して加
熱し、500℃／hr以上の冷却速度で冷却した後、 20〜90％の冷間加工を加え、 さらにこれについで1070〜1300℃で、かつ最終
軟化温度より30℃以上低い温度に加熱し、空冷以
上の冷却速度で冷却の最終熱処理を施すことを特
徴とする、クリープ強度が高く、細粒組織で耐食
性の良好なオーステナイト系ステンレス鋼の製造
方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5049482A JPS58167726A (ja) | 1982-03-29 | 1982-03-29 | オ−ステナイト系ステンレス鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5049482A JPS58167726A (ja) | 1982-03-29 | 1982-03-29 | オ−ステナイト系ステンレス鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS58167726A JPS58167726A (ja) | 1983-10-04 |
| JPH0569885B2 true JPH0569885B2 (ja) | 1993-10-04 |
Family
ID=12860479
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP5049482A Granted JPS58167726A (ja) | 1982-03-29 | 1982-03-29 | オ−ステナイト系ステンレス鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS58167726A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2015168834A (ja) * | 2014-03-05 | 2015-09-28 | 株式会社神戸製鋼所 | オーステナイト系耐熱鋼 |
Families Citing this family (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS60100621A (ja) * | 1983-11-07 | 1985-06-04 | Nippon Steel Corp | 高温強度の優れたオ−ステナイトステンレス鋼の製造方法 |
| JPS6191328A (ja) * | 1984-10-12 | 1986-05-09 | Nippon Steel Corp | 高温用オ−ステナイト系ステンレス鋼管の製造方法 |
| JPS6191326A (ja) * | 1984-10-12 | 1986-05-09 | Nippon Steel Corp | 高温用オ−ステナイト系ステンレス鋼管の製造方法 |
| JP3632672B2 (ja) | 2002-03-08 | 2005-03-23 | 住友金属工業株式会社 | 耐水蒸気酸化性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼管およびその製造方法 |
| JP2009198422A (ja) * | 2008-02-25 | 2009-09-03 | Ngk Spark Plug Co Ltd | ガスセンサ |
| JP5861599B2 (ja) * | 2012-09-04 | 2016-02-16 | 新日鐵住金株式会社 | 原子炉用オーステナイト系ステンレス鋼 |
| CN104451074A (zh) * | 2014-12-15 | 2015-03-25 | 广东电网有限责任公司电力科学研究院 | 一种降低Super304H耐热钢的晶间腐蚀敏感性的方法 |
| KR102170287B1 (ko) * | 2016-10-28 | 2020-10-28 | 창원대학교 산학협력단 | 알루미나 산화층을 포함하는 오스테나이트계 스테인리스강의 제조방법 및 그에 의한 오스테나이트계 스테인리스강 |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS54138814A (en) * | 1978-04-21 | 1979-10-27 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Thermo-mechanical treatment method for austenitic stainless steel pipe to give hot steam oxidation resistance |
| JPS5887224A (ja) * | 1981-11-20 | 1983-05-25 | Sumitomo Metal Ind Ltd | オ−ステナイトステンレス鋼ボイラ管の製造方法 |
-
1982
- 1982-03-29 JP JP5049482A patent/JPS58167726A/ja active Granted
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS54138814A (en) * | 1978-04-21 | 1979-10-27 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Thermo-mechanical treatment method for austenitic stainless steel pipe to give hot steam oxidation resistance |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2015168834A (ja) * | 2014-03-05 | 2015-09-28 | 株式会社神戸製鋼所 | オーステナイト系耐熱鋼 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS58167726A (ja) | 1983-10-04 |
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