JPH0570896A - 高温耐食鋼 - Google Patents
高温耐食鋼Info
- Publication number
- JPH0570896A JPH0570896A JP23440991A JP23440991A JPH0570896A JP H0570896 A JPH0570896 A JP H0570896A JP 23440991 A JP23440991 A JP 23440991A JP 23440991 A JP23440991 A JP 23440991A JP H0570896 A JPH0570896 A JP H0570896A
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- JP
- Japan
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- steel
- high temperature
- corrosion resistance
- weight
- corrosion
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Abstract
(57)【要約】
【目的】本発明は、高温腐食環境で優れた耐食性と溶接
部での優れた靭性を得て火炉壁管の製作を可能とし、か
つ溶接部の脆性破壊を回避でき、もってコスト高を招く
ことなく高温腐食を防止できることを主要な目的とす
る。 【構成】Ｃ：０．３重量％以下、Ｃｒ：１３〜１６重量
％、Ｍｏ：０．５〜３重量％、Ｎｂ：０．０５〜０．４
重量％、及び残部が実質的にＦｅとから成り、かつ（Ｎ
ｂ＋２×Ｔｉ＋Ｖ）／Ｃの重量％比が６以下であること
を特徴とする高温耐食鋼。
部での優れた靭性を得て火炉壁管の製作を可能とし、か
つ溶接部の脆性破壊を回避でき、もってコスト高を招く
ことなく高温腐食を防止できることを主要な目的とす
る。 【構成】Ｃ：０．３重量％以下、Ｃｒ：１３〜１６重量
％、Ｍｏ：０．５〜３重量％、Ｎｂ：０．０５〜０．４
重量％、及び残部が実質的にＦｅとから成り、かつ（Ｎ
ｂ＋２×Ｔｉ＋Ｖ）／Ｃの重量％比が６以下であること
を特徴とする高温耐食鋼。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、製紙会社のソーダ回収
ボイラの火炉壁管、過熱器管及びスペーサー等の付着金
物類等の材料、一般ゴミ及び産業廃棄物を燃料とするボ
イラの火炉壁管、及び過熱器管等の熱交換器管用材料に
用いられる高温耐食鋼に関する。
ボイラの火炉壁管、過熱器管及びスペーサー等の付着金
物類等の材料、一般ゴミ及び産業廃棄物を燃料とするボ
イラの火炉壁管、及び過熱器管等の熱交換器管用材料に
用いられる高温耐食鋼に関する。
【０００２】
【従来の技術】ボイラの火炉壁管は一般に炭素鋼及び低
合金鋼が、また過熱器管はこれらの鋼に加え９Ｃｒ系
鋼、12Ｃｒ系鋼及び18Ｃｒ系オーステナイトステンレス
鋼が、使用温度に応じ使用される。ソーダ回収ボイラの
場合、高温腐食が問題となる為、火炉壁管には炭素鋼表
面に18Ｃｒ系フェライトステンレス鋼の溶接肉盛をした
もの及び外側が18Ｃｒ系オーステナイトステンレス鋼で
内側が炭素鋼の密着二重管が使用されている。
合金鋼が、また過熱器管はこれらの鋼に加え９Ｃｒ系
鋼、12Ｃｒ系鋼及び18Ｃｒ系オーステナイトステンレス
鋼が、使用温度に応じ使用される。ソーダ回収ボイラの
場合、高温腐食が問題となる為、火炉壁管には炭素鋼表
面に18Ｃｒ系フェライトステンレス鋼の溶接肉盛をした
もの及び外側が18Ｃｒ系オーステナイトステンレス鋼で
内側が炭素鋼の密着二重管が使用されている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、従来技
術によれば、以下に述べる問題点を有する。 (1) 炭素鋼表面にステンレス鋼を溶接肉盛する方法は、
溶接施工の工程が追加されるため、製造期間及び製造コ
ストの増大を招く。
術によれば、以下に述べる問題点を有する。 (1) 炭素鋼表面にステンレス鋼を溶接肉盛する方法は、
溶接施工の工程が追加されるため、製造期間及び製造コ
ストの増大を招く。
【０００４】(2) ステンレス鋼を外側とする密着二重管
は、二重管の製造コストが高い。火炉壁管の場合、内部
流体が高温水であるため18Ｃｒ系オーステナイトステン
レス鋼は応力腐食割れの可能性があり、使用するには危
険が大きい。
は、二重管の製造コストが高い。火炉壁管の場合、内部
流体が高温水であるため18Ｃｒ系オーステナイトステン
レス鋼は応力腐食割れの可能性があり、使用するには危
険が大きい。
【０００５】(3) ボイラ用熱交換器管として使用可能で
耐食性の優れた材料は、12Ｃｒ系マルテンサイト鋼及び
17Ｃｒ系フェライト鋼であるが、12Ｃｒ系鋼はソーダ回
収ボイラ炉内に対する耐食性の点からＣｒ濃度が不足で
ある。
耐食性の優れた材料は、12Ｃｒ系マルテンサイト鋼及び
17Ｃｒ系フェライト鋼であるが、12Ｃｒ系鋼はソーダ回
収ボイラ炉内に対する耐食性の点からＣｒ濃度が不足で
ある。
【０００６】(4) 17Ｃｒ系フェライト鋼は、金属組織が
フェライト単相であるため、溶接時に熱影響を受けると
結晶粒が粗大化し強度，延性及び靭性が低下する。この
ため、溶接割れを発生し易く、また火炉壁管パネルの変
形により歪が集中すると溶接部より脆性破壊を生ずる可
能性がある。
フェライト単相であるため、溶接時に熱影響を受けると
結晶粒が粗大化し強度，延性及び靭性が低下する。この
ため、溶接割れを発生し易く、また火炉壁管パネルの変
形により歪が集中すると溶接部より脆性破壊を生ずる可
能性がある。
【０００７】(5) 従来の15Ｃｒ系のフェライト−マルテ
ンサイト二相鋼は、18Ｃｒ系鋼に比べ靭性が改良される
が、溶接熱影響部はやはり粗粒化するため靭性が低下す
る。本発明は上記事情に鑑みてなされたもので、高温腐
食環境で優れた耐食性と溶接部での優れた靭性を得て火
炉壁管の製作を可能とし、かつ溶接部の脆性破壊を回避
でき、もってコスト高を招くことなく高温腐食を防止で
きる高温耐食鋼を提供することを目的とする。
ンサイト二相鋼は、18Ｃｒ系鋼に比べ靭性が改良される
が、溶接熱影響部はやはり粗粒化するため靭性が低下す
る。本発明は上記事情に鑑みてなされたもので、高温腐
食環境で優れた耐食性と溶接部での優れた靭性を得て火
炉壁管の製作を可能とし、かつ溶接部の脆性破壊を回避
でき、もってコスト高を招くことなく高温腐食を防止で
きる高温耐食鋼を提供することを目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明は、Ｃ：０．３重
量％以下、Ｃｒ：１３〜１６重量％、Ｍｏ：０．５〜３
重量％、Ｎｂ：０．０５〜０．４重量％、及び残部が実
質的にＦｅとから成り、かつ（Ｎｂ＋２×Ｔｉ＋Ｖ）／
Ｃの重量％比が６以下であることを特徴とする高温耐食
鋼である。
量％以下、Ｃｒ：１３〜１６重量％、Ｍｏ：０．５〜３
重量％、Ｎｂ：０．０５〜０．４重量％、及び残部が実
質的にＦｅとから成り、かつ（Ｎｂ＋２×Ｔｉ＋Ｖ）／
Ｃの重量％比が６以下であることを特徴とする高温耐食
鋼である。
【０００９】本発明に係る高温耐食鋼において、Ｔｉ：
０．３重量％以下、Ｎｉ：２重量％以下、及びＶ：０．
３重量％以下のいずれか１種以上を含有する事が好まし
い。以下、本発明の金属材料成分を上記ように定めた理
由について詳述する。
０．３重量％以下、Ｎｉ：２重量％以下、及びＶ：０．
３重量％以下のいずれか１種以上を含有する事が好まし
い。以下、本発明の金属材料成分を上記ように定めた理
由について詳述する。
【００１０】(1) Ｃ：金属組織にマルテンサイト相を形
成するため及びＮｂ，Ｔｉ，Ｖと炭化物を形成するため
に添加するが、過度の添加は耐溶接割れ性を劣化させる
ため、０．３重量％（以下、単に％という）以下とす
る。
成するため及びＮｂ，Ｔｉ，Ｖと炭化物を形成するため
に添加するが、過度の添加は耐溶接割れ性を劣化させる
ため、０．３重量％（以下、単に％という）以下とす
る。
【００１１】(2) Ｃｒ：高温腐食に対する耐食性の点で
１３％以上とするが、Ｃｒ量が増加すると金属組織のフ
ェライト相が増えて粗粒化し易くなり、またフェライト
結晶粒自体の靭性が低下するため、上限を１６％とす
る。 (3) Ｍｏ：高温のクリープ破断強度を改善するため０．
５％以上添加するが、過度の添加は靭性を阻害し、また
高価な元素であるため、上限を３％とする。
１３％以上とするが、Ｃｒ量が増加すると金属組織のフ
ェライト相が増えて粗粒化し易くなり、またフェライト
結晶粒自体の靭性が低下するため、上限を１６％とす
る。 (3) Ｍｏ：高温のクリープ破断強度を改善するため０．
５％以上添加するが、過度の添加は靭性を阻害し、また
高価な元素であるため、上限を３％とする。
【００１２】(4) Ｎｂ：炭化物を形成し、高温下での結
晶粒生長を抑制するため０．０５％以上添加するが、過
度に添加すると靭性を低下させるため、上限を０．４％
とする。
晶粒生長を抑制するため０．０５％以上添加するが、過
度に添加すると靭性を低下させるため、上限を０．４％
とする。
【００１３】(5) Ｔｉ：Ｎｂと同様に炭化物を形成し、
高温下での結晶粒成長を抑制する。Ｎｂの単独添加でも
結晶粒成長抑制効果は得られるが、Ｔｉを複合添加する
と大きな効果が得られる。しかし、過度に添加すると、
偏析を生じ、延性を阻害するため、上限を０．３％とす
る。
高温下での結晶粒成長を抑制する。Ｎｂの単独添加でも
結晶粒成長抑制効果は得られるが、Ｔｉを複合添加する
と大きな効果が得られる。しかし、過度に添加すると、
偏析を生じ、延性を阻害するため、上限を０．３％とす
る。
【００１４】(6) Ｎｉ：Ｎｉは焼入れ性を高めマルテン
サイト相の生成を促進すると共に靭性を向上させるので
添加して良いが、過度の添加は焼戻し脆化を生ずる可能
性があり、また応力腐食割れ感受性を高めるのでその添
加の上限は２％とする。
サイト相の生成を促進すると共に靭性を向上させるので
添加して良いが、過度の添加は焼戻し脆化を生ずる可能
性があり、また応力腐食割れ感受性を高めるのでその添
加の上限は２％とする。
【００１５】(7) Ｖ：微細なＶ炭化物を形成し、高温の
クリープ破断強度を高める。過熱器管のように高温強度
を必要とする場合、添加すると効果があるが、過度の添
加は耐溶接割れ性を劣化させるため、上限を０．３％と
する。
クリープ破断強度を高める。過熱器管のように高温強度
を必要とする場合、添加すると効果があるが、過度の添
加は耐溶接割れ性を劣化させるため、上限を０．３％と
する。
【００１６】(8) Ｎｂ，Ｔｉ及びＶはＣと結合して炭化
物を形成するため、マルテンサイト相形成に寄与するＣ
の割合は添加量よりも低くなる。Ｃが低下すると金属組
織のマルテンサイト相が減少しフェライト相が増加する
ため強度が低下すると共に、溶接熱影響部のフェライト
結晶粒が粗粒化するため、Ｃに対するＮｂ，Ｔｉ及びＶ
の合計の比（Ｎｂ＋２×Ｔｉ＋Ｖ）／Ｃの上限を６とす
る。ここで、Ｔｉは原子質量数が４８で、Ｎｂの原子質
量数９３の約１／２であり、またこれらの炭化物はＣと
原子数で１：１の割合で結合するため、同じ重量％であ
ればＴｉはＮｂの約２倍数の炭化物を形成する。従っ
て、Ｔｉには２を乗じている。同様にＶも原子質量数が
Ｎｂの約１／２であるが、炭化物形成能が、ＮｂやＴｉ
に比べてやや低いので、Ｖには２を乗じていない。Ｃの
原子質量数は１２でＮｂの約１／８であるので、（Ｎｂ
＋２×Ｔｉ＋Ｖ）／Ｃ比が６以下ということは、Ｃが炭
化物になるのはおよそ３／４以下で、残りの１／４以上
はマルテンサイト相の生成に寄与する。
物を形成するため、マルテンサイト相形成に寄与するＣ
の割合は添加量よりも低くなる。Ｃが低下すると金属組
織のマルテンサイト相が減少しフェライト相が増加する
ため強度が低下すると共に、溶接熱影響部のフェライト
結晶粒が粗粒化するため、Ｃに対するＮｂ，Ｔｉ及びＶ
の合計の比（Ｎｂ＋２×Ｔｉ＋Ｖ）／Ｃの上限を６とす
る。ここで、Ｔｉは原子質量数が４８で、Ｎｂの原子質
量数９３の約１／２であり、またこれらの炭化物はＣと
原子数で１：１の割合で結合するため、同じ重量％であ
ればＴｉはＮｂの約２倍数の炭化物を形成する。従っ
て、Ｔｉには２を乗じている。同様にＶも原子質量数が
Ｎｂの約１／２であるが、炭化物形成能が、ＮｂやＴｉ
に比べてやや低いので、Ｖには２を乗じていない。Ｃの
原子質量数は１２でＮｂの約１／８であるので、（Ｎｂ
＋２×Ｔｉ＋Ｖ）／Ｃ比が６以下ということは、Ｃが炭
化物になるのはおよそ３／４以下で、残りの１／４以上
はマルテンサイト相の生成に寄与する。
【００１７】(9) 上記以外の元素として、Ｓｉ及びＭｎ
は通常脱酸元素として製鋼上必要であるため、Ｓｉ：
０．４％以下、Ｍｎ：２％以下の範囲で添加することが
通常行われている。 なお、前記元素の内、Ｔｉ，Ｎｉ及びＶは必ずしも添加
する必要はなく、それぞれの効果を必要とする時に前記
の添加範囲内で添加すれば良い。
は通常脱酸元素として製鋼上必要であるため、Ｓｉ：
０．４％以下、Ｍｎ：２％以下の範囲で添加することが
通常行われている。 なお、前記元素の内、Ｔｉ，Ｎｉ及びＶは必ずしも添加
する必要はなく、それぞれの効果を必要とする時に前記
の添加範囲内で添加すれば良い。
【００１８】
【作用】Ｃｒを１３〜１６％とすることにより、耐食性
を従来の18Ｃｒステンレス鋼の溶接肉盛材と同等以上に
することができ、またフェライト相とマルテンサイト相
の２相組織となり、17Ｃｒ系フェライト鋼に比べ組織が
微細化し易く、強度及び靭性も向上する。また、フェラ
イト結晶粒の靭性もＣｒ濃度が高くないため著しく劣化
することはない。更に、ＮｂまたはＮｂとＴｉを添加し
て組織を微細化すると共に溶接熱影響部の粗粒化を抑制
することができ、靭性の劣化を防ぐことができ、強度及
び延性も良好である。
を従来の18Ｃｒステンレス鋼の溶接肉盛材と同等以上に
することができ、またフェライト相とマルテンサイト相
の２相組織となり、17Ｃｒ系フェライト鋼に比べ組織が
微細化し易く、強度及び靭性も向上する。また、フェラ
イト結晶粒の靭性もＣｒ濃度が高くないため著しく劣化
することはない。更に、ＮｂまたはＮｂとＴｉを添加し
て組織を微細化すると共に溶接熱影響部の粗粒化を抑制
することができ、靭性の劣化を防ぐことができ、強度及
び延性も良好である。
【００１９】また、Ｃに対するＮｂ，Ｔｉ及びＶの合計
の比を適宜制限することで、組織のフェライト相の割合
が過度に増加するのを防ぎ、強度低下を防ぐと共に粗粒
化を防ぐため、良好な延性及び靭性が得られる。この結
果、溶接部の靭性が優れた耐食鋼を得ることができる。
の比を適宜制限することで、組織のフェライト相の割合
が過度に増加するのを防ぎ、強度低下を防ぐと共に粗粒
化を防ぐため、良好な延性及び靭性が得られる。この結
果、溶接部の靭性が優れた耐食鋼を得ることができる。
【００２０】
【実施例】開発鋼の成分６種と比較のための成分９種、
合計１５種の成分について各々１０kgの溶解を行ない、
鍛造により厚さ２５mmで１００mm×１５０mmの板に仕上
げた。１５種について成分分析を行なった結果を、表１
に示す。
合計１５種の成分について各々１０kgの溶解を行ない、
鍛造により厚さ２５mmで１００mm×１５０mmの板に仕上
げた。１５種について成分分析を行なった結果を、表１
に示す。
【００２１】
【表１】
【００２２】これらの試験材は全て鍛造後９５０℃で１
hr加熱した後空冷し、その後６５０℃で２hrの加熱を行
なった。この１５種の試験材について、引張試験及び２
mmＶノッチシャルピー衝撃試験（０℃）を行なった結果
を、表２に示す。
hr加熱した後空冷し、その後６５０℃で２hrの加熱を行
なった。この１５種の試験材について、引張試験及び２
mmＶノッチシャルピー衝撃試験（０℃）を行なった結果
を、表２に示す。
【００２３】
【表２】
【００２４】開発鋼及び比較鋼とも、この段階ではいず
れも良好な引張性質及び衝撃値を示した。金属組織は１
５種全てフェライト相と焼き戻しマルテンサイト相の２
相から成る微細結晶粒の組織であった。その後、これら
の試験材に対し溶接した時の溶接熱影響を再現するため
に、高周波加熱により１，１００℃×１５min の急速加
熱及び冷却を行ない、更に溶接後熱処理に相当する６２
０℃×１hrの加熱を行ない、空冷した。この後、再び引
張試験及び衝撃試験を行なった結果を、表３に示す。
れも良好な引張性質及び衝撃値を示した。金属組織は１
５種全てフェライト相と焼き戻しマルテンサイト相の２
相から成る微細結晶粒の組織であった。その後、これら
の試験材に対し溶接した時の溶接熱影響を再現するため
に、高周波加熱により１，１００℃×１５min の急速加
熱及び冷却を行ない、更に溶接後熱処理に相当する６２
０℃×１hrの加熱を行ない、空冷した。この後、再び引
張試験及び衝撃試験を行なった結果を、表３に示す。
【００２５】
【表３】
【００２６】Ａ及びＢは再焼入れとその後の熱処理温度
が低いため、０．２％耐力と引張強さがやや増加した
が、ＣからＯ迄の材料は全て強度が低下した。また、伸
び−絞りの延性及び衝撃値は全ての材料で低下し、特に
衝撃値は材料間で大きな差を生じた。フェライト相の結
晶粒が粗粒化した材料は著しい衝撃値の低下が見られた
が、開発鋼は全て２kgｆ・ｍ／cm2 以上の値が得られ
た。この２kgｆ・ｍ／cm2 の値は脆性破壊を防止するた
めの衝撃値目標である。Ｃｒ含有量と衝撃値との関係を
図１に示す。但し、図１において、試験機は開発鋼（Ｊ
〜Ｏ），比較鋼（Ａ，Ｂ，Ｃ）である。図１より、Ｃｒ
含有量が１６％以下の場合に良好な衝撃値が得られてい
ることがわかる。
が低いため、０．２％耐力と引張強さがやや増加した
が、ＣからＯ迄の材料は全て強度が低下した。また、伸
び−絞りの延性及び衝撃値は全ての材料で低下し、特に
衝撃値は材料間で大きな差を生じた。フェライト相の結
晶粒が粗粒化した材料は著しい衝撃値の低下が見られた
が、開発鋼は全て２kgｆ・ｍ／cm2 以上の値が得られ
た。この２kgｆ・ｍ／cm2 の値は脆性破壊を防止するた
めの衝撃値目標である。Ｃｒ含有量と衝撃値との関係を
図１に示す。但し、図１において、試験機は開発鋼（Ｊ
〜Ｏ），比較鋼（Ａ，Ｂ，Ｃ）である。図１より、Ｃｒ
含有量が１６％以下の場合に良好な衝撃値が得られてい
ることがわかる。
【００２７】図２は、Ｎｂ含有量と衝撃量の関係を示
す。但し、図２において、試験機は開発鋼（Ｊ〜Ｏ），
比較鋼（Ｅ，Ｉ）である。図２より、Ｎｂ含有量が０．
０５％から０．４％の間で良好な衝撃値が得られること
がわかる。図３は、Ｔｉ含有量と衝撃値の関係を示す。
但し、図３において、試験機は開発鋼（Ｊ〜Ｏ），比較
鋼（Ｆ）である。図３より、Ｔｉ含有量が０．３％以下
で良好な衝撃値が得られることがわかる。図４は、（Ｎ
ｂ＋２×Ｔｉ＋Ｖ）／Ｃの重量％比と衝撃値の関係を示
す。但し、図４において、試験機は開発鋼（Ｊ〜Ｏ），
比較鋼（Ｇ，Ｈ）である。図４より、（Ｎｂ＋２×Ｔｉ
＋Ｖ）／Ｃが６を超えると衝撃値が劣化することがわか
る。
す。但し、図２において、試験機は開発鋼（Ｊ〜Ｏ），
比較鋼（Ｅ，Ｉ）である。図２より、Ｎｂ含有量が０．
０５％から０．４％の間で良好な衝撃値が得られること
がわかる。図３は、Ｔｉ含有量と衝撃値の関係を示す。
但し、図３において、試験機は開発鋼（Ｊ〜Ｏ），比較
鋼（Ｆ）である。図３より、Ｔｉ含有量が０．３％以下
で良好な衝撃値が得られることがわかる。図４は、（Ｎ
ｂ＋２×Ｔｉ＋Ｖ）／Ｃの重量％比と衝撃値の関係を示
す。但し、図４において、試験機は開発鋼（Ｊ〜Ｏ），
比較鋼（Ｇ，Ｈ）である。図４より、（Ｎｂ＋２×Ｔｉ
＋Ｖ）／Ｃが６を超えると衝撃値が劣化することがわか
る。
【００２８】Ｎｉを含有するＯの材料の場合、衝撃値が
高く特に高い衝撃値を必要とする場合に、Ｎｉの添加が
有効であることがわかる。また、Ｃ及びＶが上限値を超
えるＤの材料は衝撃値が低く、過度の添加は良くないこ
とがわかる。更に、Ｃｒ含有量と腐食との関係を調べる
ため、Ｃｌを含むアルカリ塩の腐食灰を合成試薬により
作成し、３mm厚さで１５mm角の試験片を腐食灰中に埋め
込んでＮ2 ガスを流しながら、５００℃で２００hr加熱
した後、生成したスケールを除去し、重量減少を測定し
た。その結果を図５に示す。但し、図５において、腐食
灰：30％Ｎａ2Ｏ＋30％Ｎａ2 ＳＯ4 ＋30％Ｎａ2 ＣＯ
3 ＋10％ＮａＣＩ、温度・時間：５００℃×２００hr、
試験機：開発鋼（Ｊ〜Ｏ），比較鋼（Ａ，Ｂ，Ｃ）であ
る。図５より、Ｃｒ含有量が１３％以上で良好な耐食性
を示すことがわかる。
高く特に高い衝撃値を必要とする場合に、Ｎｉの添加が
有効であることがわかる。また、Ｃ及びＶが上限値を超
えるＤの材料は衝撃値が低く、過度の添加は良くないこ
とがわかる。更に、Ｃｒ含有量と腐食との関係を調べる
ため、Ｃｌを含むアルカリ塩の腐食灰を合成試薬により
作成し、３mm厚さで１５mm角の試験片を腐食灰中に埋め
込んでＮ2 ガスを流しながら、５００℃で２００hr加熱
した後、生成したスケールを除去し、重量減少を測定し
た。その結果を図５に示す。但し、図５において、腐食
灰：30％Ｎａ2Ｏ＋30％Ｎａ2 ＳＯ4 ＋30％Ｎａ2 ＣＯ
3 ＋10％ＮａＣＩ、温度・時間：５００℃×２００hr、
試験機：開発鋼（Ｊ〜Ｏ），比較鋼（Ａ，Ｂ，Ｃ）であ
る。図５より、Ｃｒ含有量が１３％以上で良好な耐食性
を示すことがわかる。
【００２９】
【発明の効果】本発明によれば、次に述べる利点を有す
る。
る。
【００３０】ボイラ炉内のような高温腐食環境で優れた
耐食性が得られると共に溶接部の靭性が優れているた
め、火炉壁管の製作が可能であり、かつ溶接部の脆性破
壊を避けることができる。これにより、製造コストの高
いステンレス鋼の溶接肉盛あるいは材料コストの高いス
テンレス鋼の密着二重管を使用することなく、高温腐食
を防止する手段を提供することができる。また、本発明
は、ボイラ熱交換器の高温腐食のみならず、化学工業そ
の他の分野における腐食防止対策用の材料として使用す
ることができる。
耐食性が得られると共に溶接部の靭性が優れているた
め、火炉壁管の製作が可能であり、かつ溶接部の脆性破
壊を避けることができる。これにより、製造コストの高
いステンレス鋼の溶接肉盛あるいは材料コストの高いス
テンレス鋼の密着二重管を使用することなく、高温腐食
を防止する手段を提供することができる。また、本発明
は、ボイラ熱交換器の高温腐食のみならず、化学工業そ
の他の分野における腐食防止対策用の材料として使用す
ることができる。
【図１】本発明の実施例に係るＣｒ含有量と衝撃値の関
係図。
係図。
【図２】Ｎｂ含有量と衝撃値の関係を示す図。
【図３】Ｔｉ含有量と衝撃値の関係を示す図。
【図４】（Ｎｂ＋２Ｔｉ＋Ｖ）／Ｃ比と衝撃値の関係を
示す図。
示す図。
【図５】Ｃｒ含有量と腐食との関係を示す図。
Claims (2)
- 【請求項１】 Ｃ：０．３重量％以下、Ｃｒ：１３〜１
６重量％、Ｍｏ：０．５〜３重量％、Ｎｂ：０．０５〜
０．４重量％、及び残部が実質的にＦｅとから成り、か
つ（Ｎｂ＋２×Ｔｉ＋Ｖ）／Ｃの重量％比が６以下であ
ることを特徴とする高温耐食鋼。 - 【請求項２】 Ｔｉ：０．３重量％以下、Ｎｉ：２重量
％以下、及びＶ：０．３重量％以下のいずれか１種以上
を含有する請求項１の高温耐食鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23440991A JPH0570896A (ja) | 1991-09-13 | 1991-09-13 | 高温耐食鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23440991A JPH0570896A (ja) | 1991-09-13 | 1991-09-13 | 高温耐食鋼 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0570896A true JPH0570896A (ja) | 1993-03-23 |
Family
ID=16970561
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP23440991A Withdrawn JPH0570896A (ja) | 1991-09-13 | 1991-09-13 | 高温耐食鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0570896A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US20200230682A1 (en) * | 2014-12-10 | 2020-07-23 | Nippon Steel Corporation | Blank, formed article, die assembly, and method for producing blank |
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1991
- 1991-09-13 JP JP23440991A patent/JPH0570896A/ja not_active Withdrawn
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US20200230682A1 (en) * | 2014-12-10 | 2020-07-23 | Nippon Steel Corporation | Blank, formed article, die assembly, and method for producing blank |
| US11904374B2 (en) * | 2014-12-10 | 2024-02-20 | Nippon Steel Corporation | Blank, formed article, die assembly, and method for producing blank |
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