JPS58167726A - オ−ステナイト系ステンレス鋼の製造方法 - Google Patents
オ−ステナイト系ステンレス鋼の製造方法Info
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- JPS58167726A JPS58167726A JP5049482A JP5049482A JPS58167726A JP S58167726 A JPS58167726 A JP S58167726A JP 5049482 A JP5049482 A JP 5049482A JP 5049482 A JP5049482 A JP 5049482A JP S58167726 A JPS58167726 A JP S58167726A
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- stainless steel
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- 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
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/005—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment of ferrous alloys
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- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
この発明は、ボ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。
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５ＵＳ３２１Ｈ
ＴＢ、５ＵＳ３４７Ｅ（Ｔ８ 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っては
前記基準を満足するように製造条件を選択している。
ＴＢ、５ＵＳ３４７Ｅ（Ｔ８ 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っては
前記基準を満足するように製造条件を選択している。
がイラー用オーステナイト系ステンレス１ａ管は、通常
、冷間加工によっ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って
冷間加工を終了している。そして、冷間加工後、溶体化
処理を行なっ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。
、冷間加工によっ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って
冷間加工を終了している。そして、冷間加工後、溶体化
処理を行なっ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ＪｆｆＳ鋼管規格の指
定温度よシ低めになるように設定している。なぜなら、
軟４’６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
て酸化量の増大やエネルギーコストの上昇を招かガいよ
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、規格された値よシも十分に余裕をも
つように、溶体化処理温度を高くするのが一般的であっ
た。つまり、ＳＵＳ ３４７ＨＴＢ鋼の溶体化処理温度
と、クリープラブチャ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、３４’７ＨＡ
ＳＭＥ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。
指定はなされていないが、普通はＪｆｆＳ鋼管規格の指
定温度よシ低めになるように設定している。なぜなら、
軟４’６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
て酸化量の増大やエネルギーコストの上昇を招かガいよ
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、規格された値よシも十分に余裕をも
つように、溶体化処理温度を高くするのが一般的であっ
た。つまり、ＳＵＳ ３４７ＨＴＢ鋼の溶体化処理温度
と、クリープラブチャ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、３４’７ＨＡ
ＳＭＥ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゛があシ、粗粒鋼はどこの腐食が大き
くなるものである。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であり、結晶粒度が粗いほど腐
食減量が大きくなることを示している。
る）と密接な関係゛があシ、粗粒鋼はどこの腐食が大き
くなるものである。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であり、結晶粒度が粗いほど腐
食減量が大きくなることを示している。
水蒸気酸化によっ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、デ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。
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、デ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、水蒸気によってタービン部
に運ばれてタービングレードをエロージョンにより損耗
したり、チューブ内に堆積して（特にＵ−’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ューブの噴破事故にもつな
がりかねないものである。
に運ばれてタービングレードをエロージョンにより損耗
したり、チューブ内に堆積して（特にＵ−’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ュ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、デ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Ｇ５Ｎ０が７よシ
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
温度よシも低い場合には、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
る耐食性の改善策としては、ショツトブラスト、又はシ
ョットシラスト後窒化細粒化処理等の処理を行なって表
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、それにともなって処理コストも大幅に増大
するうえに、例えば直径が５０羽程度の細管の内面等の
場合にはその処理がＩＩｔとんど不可能であり、さらに
、何らかの原因によっ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った。
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Ｇ５Ｎ０が７よシ
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
温度よシも低い場合には、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
る耐食性の改善策としては、ショツトブラスト、又はシ
ョットシラスト後窒化細粒化処理等の処理を行なって表
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、それにともなって処理コストも大幅に増大
するうえに、例えば直径が５０羽程度の細管の内面等の
場合にはその処理がＩＩｔとんど不可能であり、さらに
、何らかの原因によっ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った。
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、が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った結
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って、よ如
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ったのである。
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、が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った結
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って、よ如
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ったのである。
す々わち、
（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１１００
〜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％以上の加工
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、１０ ’７０〜：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
ことによって、再結晶と、Ｔｉ又はＮｂの炭化物あるい
は炭窒化物の微細析出がなされ、細粒鋼が得られること
、 （ｄ） 前記（Ｃ１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
十分なりリープ強度を有しており、しがも細粒であるの
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）
〜ｆｆ）に示す知見を得たのである。
テンレス鋼の冷間加工過程で、最終軟化温度を１１００
〜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％以上の加工
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、１０ ’７０〜：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
ことによって、再結晶と、Ｔｉ又はＮｂの炭化物あるい
は炭窒化物の微細析出がなされ、細粒鋼が得られること
、 （ｄ） 前記（Ｃ１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
十分なりリープ強度を有しており、しがも細粒であるの
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）
〜ｆｆ）に示す知見を得たのである。
したがって、この発明は、上記知見に基づいてなされた
ものであって、 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１１０
０〜１３５０℃に設定して加熱し冷却した後、２０％以
上の冷間加工を加え、さらにこれについで１０７０〜１
３００℃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
ことによって、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。
ものであって、 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１１０
０〜１３５０℃に設定して加熱し冷却した後、２０％以
上の冷間加工を加え、さらにこれについで１０７０〜１
３００℃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
ことによって、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、Ｔ１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。
上記のような値に限定した理由を説明する。
■ Ｔ１及びＮｂの含有量
Ｔ１及びＮｂの含有量が、それぞれ０．１５重量％未満
及び０３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０５重量％を、 Ｎｌ）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、Ｔ１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。
及び０３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０５重量％を、 Ｎｌ）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、Ｔ１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１１，００℃未満では、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
生ずることとなって細粒が有効に生じなくなり、一方１
３５０℃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１１００−１３５０
℃に限定した。
炭窒化物の固溶量が少なく、最終処理前に析出量不足を
生ずることとなって細粒が有効に生じなくなり、一方１
３５０℃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１１００−１３５０
℃に限定した。
■ 最終熱処理温度
最終熱処理温度が１０’ｉ’０℃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、画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。
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、画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チ以上と定めた。
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チ以上と定めた。
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
っ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。
油冷等の強冷など、冷却速度の速い程良いが、空冷であ
っ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＋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。
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＋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Ｔ１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、
ＳＵＳ ３２１Ｈ鋼、３４７Ｈ鋼におけるＴｉＣやＮｂ
Ｃ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℃
で溶体化した３２１Ｈ又は３４７Ｈを冷却したときの１
１５０℃〜９５０℃までの冷却速度が５００℃／ｈｒの
場合−に炭素量の８０チがＴｉＣ又はＮｂＣとして析出
するノーズに交叉する。従って、冷却速度としては５０
０℃／ｈｒより速く冷却するのが良い。
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、
ＳＵＳ ３２１Ｈ鋼、３４７Ｈ鋼におけるＴｉＣやＮｂ
Ｃ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℃
で溶体化した３２１Ｈ又は３４７Ｈを冷却したときの１
１５０℃〜９５０℃までの冷却速度が５００℃／ｈｒの
場合−に炭素量の８０チがＴｉＣ又はＮｂＣとして析出
するノーズに交叉する。従って、冷却速度としては５０
０℃／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
な冷間加工度を与え、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チである
。
な冷間加工度を与え、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チである
。
Ｈ工程においてＴ２より低い温度で最終熱処理（温度’
ｒ＋）を実施する。この温度Ｔ、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
だわってむや−みに低くすることはできない。ＳＵＳ
３４７Ｈ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源！（’ｒｔ）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− Ｔ、≧３０℃ でなければ、所望の細粒組織を得ることが困難である。
ｒ＋）を実施する。この温度Ｔ、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
だわってむや−みに低くすることはできない。ＳＵＳ
３４７Ｈ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源！（’ｒｔ）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− Ｔ、≧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Ｔ１又はＮｂが本工程で微細なＴｉＣ又はＮｂ
Ｃ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。
固溶したＴ１又はＮｂが本工程で微細なＴｉＣ又はＮｂ
Ｃ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鋺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アシ、結晶粒度はＧ５Ｎ
ｏ５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シ、
結晶粒度はＧ Ｓ Ｎｏ ８で、０．０５μ以下のＮｂ
Ｃ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。
℃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鋺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アシ、結晶粒度はＧ５Ｎ
ｏ５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シ、
結晶粒度はＧ Ｓ Ｎｏ ８で、０．０５μ以下のＮｂ
Ｃ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。
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。
ＳＵＳ ３４７Ｈ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。従って
、３４７Ｈステシレス鋼の場合、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： Ｔ、≧１２００℃、 Ｔ２≧Ｔ、−１−３０℃−１２３０℃、冷間加工度≧２
０チ。
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。従って
、３４７Ｈステシレス鋼の場合、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： Ｔ、≧１２００℃、 Ｔ２≧Ｔ、−１−３０℃−１２３０℃、冷間加工度≧２
０チ。
火力技術基準強度を保証する場合：
Ｔ、５１１００℃、
Ｔ２≧Ｔ、＋３０℃口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、ＳＵＳ ３４’７Ｈス
テンレス鋼にのみ適用されるものではなく、Ｔ１又はＮ
ｂ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。
テンレス鋼にのみ適用されるものではなく、Ｔ１又はＮ
ｂ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。
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ＳＵＳ ３４
７ＨＴＢ規格内の鋼で、Ｅ鋼は５ＵＳ３２１ＨＴＢ％Ｌ
鋼はインコロイ８００相当の鋼である。なお、Ｄ鋼並び
にＦ−に鋼はこの発明に係わる新規成分系である。
鋼を製造した。供試鋼のうち、Ａ−Ｃ鋼はＳＵＳ ３４
７ＨＴＢ規格内の鋼で、Ｅ鋼は５ＵＳ３２１ＨＴＢ％Ｌ
鋼はインコロイ８００相当の鋼である。なお、Ｄ鋼並び
にＦ−に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
〜９５０℃にて鍛造・熱延し、その後に冷間加工ニヨッ
て厚さ１０．、の板材とした。この１０．、板材を１０
５０〜１３００℃で最終軟化（第４図中のＦ工程に相当
）シ、引続いて１０〜４０％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。
〜９５０℃にて鍛造・熱延し、その後に冷間加工ニヨッ
て厚さ１０．、の板材とした。この１０．、板材を１０
５０〜１３００℃で最終軟化（第４図中のＦ工程に相当
）シ、引続いて１０〜４０％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熱処理条件並びに加工条件、そして
、それによって得られた鋼材の結晶粒度と高温強度（ク
リープ破断強度）を第１表に併せて示した。
、それによって得られた鋼材の結晶粒度と高温強度（ク
リープ破断強度）を第１表に併せて示した。
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シ、第３図の線図な参照すれば
明らかなように、耐水蒸気酸化性の向上が期待されるも
のであった。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／
−程度の低ドにすぎず、実用上何ら問題のないものであ
った。
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シ、第３図の線図な参照すれば
明らかなように、耐水蒸気酸化性の向上が期待されるも
のであった。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／
−程度の低ドにすぎず、実用上何ら問題のないものであ
った。
特に、規格鋼であるＳＯ８３４７，３２１，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って得られた鋼材の高温強度バ
ンド内に十分入っており、規格強度を満足することも確
認できた。
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って得られた鋼材の高温強度バ
ンド内に十分入っており、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
であった。
性を高めるとともに、高温強度も維持できることが明白
であった。
一方、鋼り、Ｇ、Ｈ，Ｊ、 Ｋをみてみると、まずＤ
鋼は５ＵＳ３４７Ｈ鋼をさらに細粒化すぺ（’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３
４７Ｈ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。
鋼は５ＵＳ３４７Ｈ鋼をさらに細粒化すぺ（’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３
４７Ｈ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添加によシ素地の高温
強度を高めたものであって、基地の高温強度を高めるこ
とにより、ＭＯを含有しない鋼に比べて熱処理温度を低
くとることが可能となっ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、に鋼は、２５％Ｏｒ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
することによって、さらに耐食性の向上を図ることがで
きた。
強度を高めたものであって、基地の高温強度を高めるこ
とにより、ＭＯを含有しない鋼に比べて熱処理温度を低
くとることが可能となっ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、に鋼は、２５％Ｏｒ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
することによって、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。
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ＳＵＳ ３４’？ＨＴＢ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。 出願人 住友金属工業株式会社 代理人 富 １） 和 夫 １Ｌ買シ ヘゴート１ｈＥも１１−ミ、 ？ 第３図 第４図 第５図 ４卸時Ｉｌｌ （ｈ） 第６囮
製造工程図、第２図はＳＵＳ ３４’？ＨＴＢ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。 出願人 住友金属工業株式会社 代理人 富 １） 和 夫 １Ｌ買シ ヘゴート１ｈＥも１１−ミ、 ？ 第３図 第４図 第５図 ４卸時Ｉｌｌ （ｈ） 第６囮
Claims (1)
- Ｔｉ：Ｏ，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１１０
０〜１３５０℃に設定して加熱し冷却した後、２０％以
上の冷間加工を加え、さらにこれについで１０７０−１
３ＣＩＯ℃でかつ最終軟化温度よ９３０℃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 true JPS58167726A (ja) | 1983-10-04 |
| JPH0569885B2 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 (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 |
| 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 |
| 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 |
| EP1342807A3 (en) * | 2002-03-08 | 2004-01-28 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Austenitic stainless steel tube and manufacturing method thereof |
| JP2009198422A (ja) * | 2008-02-25 | 2009-09-03 | Ngk Spark Plug Co Ltd | ガスセンサ |
| JP2014047420A (ja) * | 2012-09-04 | 2014-03-17 | Nippon Steel & Sumitomo Metal | 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 |
| KR20180046779A (ko) * | 2016-10-28 | 2018-05-09 | 창원대학교 산학협력단 | 알루미나 산화층을 포함하는 오스테나이트계 스테인리스강의 제조방법 및 그에 의한 오스테나이트계 스테인리스강 |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP6289941B2 (ja) * | 2014-03-05 | 2018-03-07 | 株式会社神戸製鋼所 | オーステナイト系耐熱鋼 |
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 |
| 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 |
Cited By (12)
| 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 |
| JPS622007B2 (ja) * | 1983-11-07 | 1987-01-17 | Nippon Steel Corp | |
| 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 |
| 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 |
| JPH0585614B2 (ja) * | 1984-10-12 | 1993-12-08 | Nippon Steel Corp | |
| JPH0585615B2 (ja) * | 1984-10-12 | 1993-12-08 | Nippon Steel Corp | |
| EP1342807A3 (en) * | 2002-03-08 | 2004-01-28 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Austenitic stainless steel tube and manufacturing method thereof |
| US7014720B2 (en) | 2002-03-08 | 2006-03-21 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Austenitic stainless steel tube excellent in steam oxidation resistance and a manufacturing method thereof |
| JP2009198422A (ja) * | 2008-02-25 | 2009-09-03 | Ngk Spark Plug Co Ltd | ガスセンサ |
| JP2014047420A (ja) * | 2012-09-04 | 2014-03-17 | Nippon Steel & Sumitomo Metal | 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 |
| KR20180046779A (ko) * | 2016-10-28 | 2018-05-09 | 창원대학교 산학협력단 | 알루미나 산화층을 포함하는 오스테나이트계 스테인리스강의 제조방법 및 그에 의한 오스테나이트계 스테인리스강 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0569885B2 (ja) | 1993-10-04 |
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