JPS60100621A - 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 - Google Patents

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。

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は微細結晶組織でかつ高温クリープ強度の高いオ
ーステナイト系ステンレス鋼を得る製造法に係る。

（従来技術及び問題点） ＳＵＳ３２１及び５ＵＳ３４７等のいわゆる安定化型オ
ーステナイトステンレス鋼は、一般に優れた高温特性を
有するため、火力発電用列？イラチューグ等の腐食環境
で長時間使用する高温強度部材として多用きれている。

これらの鋼の必要性能は、加工性、溶接性等もさること
ながら、特に高温クリープ強埒及び高温での耐食性の２
点に集約でれる。ところが、一般に、この両特性を向上
させる手段は相反する場合が多い。

例えば、耐水蒸気酸化性は結晶粒径が小さいほど向上す
るが、クリープ強度は逆に低下する。ざイラチュー！で
は内面の耐水蒸気酸化性が不充分で内面スケールが剥離
しやすいと、管が閉塞されその部分が高温となるため、
実質的な強度低下が生ずるのに加え、外面の高温腐食に
よる肉減りも助長式れて、管の噴破等のトラグルが発生
しやすくなる。逆に、耐水蒸気酸化性に問題がない程度
の結晶粒径のものは高温強度が設計基準に達しないこと
がある。

またＣｒの添加は高温での耐食性向上に有効ではあるが
、組織安定性を劣化式せσ相などの有害相形成を助長す
る。

さらに、こうした合金元素の調整おるいは特殊成分の添
加は、コストアップに加え、加工性、溶接性等信の性質
に及ぼす影響を検討する必要がらり、使用実績が重視さ
れるがイラチューブ材にとっては有利な解決法とは言い
難い。

そこで従来の成分範囲でこの問題の解決を計る必要がア
シ、その１つの手法として？イラチューブでは内表面に
ショットピーニングなどによって冷間加工を加え表層部
のみを細粒にする手法が例えば特開昭５８−３９７３３
号公報によシ提案されている。しかし、この手法も、ボ
イラ組立時の溶接施工後に行う焼鈍によって粒成長を引
き起し効果を消失する可能性がある◎ このように、高温短と高温での耐食性全同時に満足いく
ものとすることは技術的にかなシ困難な要求である。し
かし、今後？イラ等の熱機関の稼動条件は、高効率化を
月相して、高温高圧化する傾向にアシ、材料の使用環境
はさらに厳しくなると考えられる。

所でオーステナイト系ステンレス鋼の高温強度を向上さ
せる１つの手段として微細な炭化物を素地内に均一分散
析出させることがあるのは周知のとおシである。

一般にオーステナイト系ステンレスに析出する炭化物は
Ｍ２３Ｃ６であるが、これにＮｂあるいはＴｉ等の残炭
化物形成元素を添加するとＭ２３Ｃ６に優先して炭化物
ＮｂＣ、りるいはＴｉｃが析出する。

Ｍ２３Ｃ６は粒界に最も析出しゃすい◎これに対して、
ＮｂＣ、ＴｉＧは素地中の積層欠陥上や転位上に最も析
出しやすいため、微細均一に分散析出する傾向があシ、
これは高温での強化という点で、よシ有利な析出形態と
なる。

さらに、Ｍ２３Ｃ６は９５０℃以上の温度域ではほとん
ど固溶しているのに対し、ＮｂＣ及びＴｉｃ炭化物は１
１００℃付近でも安定で、いわゆる安定化鋼中のＣの大
半は１０００〜１１００℃でＮｂＣあるいはＴＩＣとな
って析出している。このような、高温側で析出するＮｂ
Ｃ及びＴｉｃを予め微細均一に析出させておけば、その
後７００℃付近の使用温度域では新たなＭ２３Ｃ６の析
出が遅滞するのに加え、予め析出したＮｂＣ及びＴｉｃ
炭化物が粒内転位密度を増大させ、Ｍ２３Ｃ６の粒内析
出サイトを与えるため、結果として、Ｍ２３Ｃ６は粒内
にも微細析出する。

さらに、微細均一分散したＭＣ型炭化物は再結晶時の粒
成長をも抑え微細結晶粒組織となることも期待できる。

ところで、微細結晶粒組織でなおかつ高温強度の優れた
ステンレス鋼ボイラ管の製造方法としては、たとえば特
開昭５８−８７２２４号公報記載の方法が提案されてい
る。この方法はＣ：０．０６〜０．０９％、８１：　０
．３０〜０．９０　％、Ｍｎ：　０．５〜２．０％　、
Ｎ１　：　９．００〜１３．００％、Ｃｒ　：　１７．
００〜２０．００％、Ｎｂ：８ＸＣチ十０．０３％〜１
．０％を含有し、必要に応じてＮ　：　０．０４０〜０
．０８０％を含むオーステナイトステンレス鋼ビレッ）
ｔ’１１００〜１３００℃で熱押後、１０チ以上の冷間
加工を行ない、しかるのちに１１２０〜１２５０℃で加
熱−急冷してボイラ管を製造するものである。

しかしこの方法は冷却速度が何ら規定されていないため
、場合によっては析出物が和犬化し、結晶粒成長を抑制
する効果が不十分な可能性もある。

さらに、最終溶体化温度が前工程の温度よυも高くなる
場合には、析出物の再固溶が起９、結晶粒は著しく成長
しやすくなる。

これらの場合には、いずれも最終溶体化処理以前に、結
晶粒の細粒化を主目的として、例えば冷間加工の加工率
を通常よ勺高くするなどの処置が必要となる。

したがって微細結晶粒組織でなおかつ高温強度を向上さ
せるには高温側で析出するＮｂＣ及びＴｉｃ炭化物を最
終溶体化処理以前にできるだけ析出密度の高い状態に分
散析出させればよいと考えられる。

以上のような思想に基づいて、本発明者らは、適当な加
工、熱処理によって炭化物の析出形態を制御することを
試み、高温強度が設計基準金満すオーステナイトステン
レス鋼を得る手法について検討した。

その結果、ＮｂあるいはＴｉを含む安定化型オーステナ
イトステンレス鋼で、ｃを高温で可能な限シ固溶せしめ
た後比較的急冷すると、その後の冷間加工に続く最終溶
体化処理後の組織は微細結晶粒であるにもかかわらず、
優れた高温クリープ破断強さを有することが明らかとな
った。

（発明の構成） すなわち本発明はＣ：０．０４〜０．１０％を含有し、
Ｎｂ、Ｔｉ　（７）１種又は２　ａｎ　（Ｎｂ　＋ＴＩ
）で２ｘＣ％　−１，０％含むオーステナイトステンレ
ス鋼の製造工程において、鋳造よシ後の全工程中最高温
となる工程を、鋳造よｐ後で冷間加工以前の高温加熱あ
るいは高温加工工程のうちに少くとも１回は含め、かつ
その工程を含めた１回以上は高温状態直後から５００℃
まで全０．３℃／　８８０以上の速度で冷却し、しかる
後に冷間加工、さらに最終溶体化処理−急冷を行うこと
全特徴とする高温強度の優れたオーステナイトステンレ
ス鋼の製造方法である。

次に本発明の詳細な説明する。

まず本発明においてＣならびにＮｂ及びＴｉについて成
分範囲を限定し、たのは製造工程中ならびに最終成品で
ＮｂＣ及びＴｉｃの少くとも１種を析出しうるものとす
るためでｈ　、り　、Ｎｂ　ｐＴｉの複合添加の場合は
原子比でＮｂ／Ｔｌ　＝　１が望ましい。

この場合Ｃは高温強度全確保するためになくてはならな
い元素でおシ少くとも０．０４％以上必要であるが、一
方添加量が多いとＣｒ炭化物全形成することによｐｃｒ
ｆ消費して耐食性を低下させるので上限全０．１０％と
した。

Ｎｂ及びＴｉは高温強化元素でアシ、高温強度確保のた
めには少くとも２ＸＣ％以上添加する必要があるが多量
の添加は溶接性、加工性を劣化させるおそれがある上コ
スト金も上昇させるため上限１．０％とした。

また本発明にいうオーステナイトステンレス鋼とは、前
述のごとくいわゆる安定化型のオーステナイトステンレ
ス鋼を指し、５ＵＳ３２１５ＵＳ３４７等のＪＩＳに規
定された成分範囲に準じたものでおればいずれも本発明
の対象となシうるものである。

次に、本発明において、冷却速度全規定したのはＣの過
飽和度を大きくして、析出炭化物の微細均一化を促進す
るためであシ、そのときの冷却速度は可能な限シ速い方
が望ましいが、製造工程中スラブでの強制冷却で可能な
範囲を考慮して０．３ｉ：：／ｓｅａ以上とした。

さらに、冷却速度を規定した温度範囲の下限値全５００
℃としたのは、製造工程においては、これ未満の温度で
は事実上炭化物の析出は起こらないと考えられるためで
おる。

また、冷却速度を規定した工程を、鋳造よシ後の最高温
となる工程を必ず含めた１回以上としたのは、冷却速度
による析出炭化物の微細均一化の効果をその後の高温工
程で消失させないためであシ、１回のみの場合にはそれ
を冷間加工直前の工程とすることが望ましい。さらに、
鋳造よシ後で冷間加工以前の全高温工程とするのが最適
である。

この場合、該工程を鋳造よシ後で冷間加工以前としたの
は、鋳造ままでは成分偏析が著しく、析出炭化物の微細
分散化が困難な上急冷すると割れが生じ易いこと及び、
冷間加工以後では細結晶粒組織とすることが困難なこと
による。

なお、ここでいう冷間加工以前の高温加工あるいは高温
加熱工程とは、均熱、分塊圧延、熱間圧延、熱押、中間
熱処理等通常のオーステナイトステンレス鋼の製造工程
を指すものである。

冷間加工は、成形の他に結晶粒径の細粒化と炭化物の微
細分散化という意味をもつ。なお、との冷間加工は１０
％未満の加工率では混粒となシやすくよシ均一な微細結
晶粒組織とするには２０％以上が望ましい。

最後に、最終溶体化処理は前段階までに微細分散析出し
たＭＣ型炭化物の再固溶をできるだけ抑える意味から、
規定した冷却速度で冷却する工程のうち最高温のものよ
シも低温で行う必要がある。

まに１この場合の加熱時間は、不足すると再結晶組織と
ならないおそれがあるため３０秒以上が望ましい。逆に
、時間が長すぎると粗大粒の形成が起るが、これはその
時の温度によって左右される。

したがって、粒度Ａ７以上の微細結晶粒組織とするため
の加熱時間と温度との関係を予め実験的にめておくこと
が望ましいが、通常行っている溶体化処理条件ではＡ７
以上の細粒組織となる。さらに、このときの冷却は水冷
又は空冷を行えるが冷却速度の面からは水冷の方が望ま
しい。

なお、−例として、本発明法を熱押造管によるデイラ用
チューブの製造に適用した場合について述べると、連続
鋳造鋳片から成品に至る工程のうち、冷却速度ヲ０．３
℃／　８８０以上とする可能性のある工程は分塊圧延終
了時及び熱押終了時に加え、熱押と冷間引抜きの間で必
要に応じて行う中間熱処理終了時の３工程が考えられる
。さらに、インゴット鋳片からの工程の場合には上記３
工程に加え、分塊圧延と熱押の中間で行う丸鋼圧延時の
都合４工程となる。従って、とれらの工程のうち少くと
も工工程を本発明法の条件で行うことによって高温強度
の優れたオーステナイトスシレスデイラチューブの製造
が可能となる。

次に、実施例によル本発明の効果をさらに具体的に述べ
る。

実施例 供試材はその成分組成を第１表に示すＳ１〜Ｓ４の４鋼
種であシ、その内８１．８２はＪＩＳ規格内の成分をも
つ５ＵＳ３４７系オーステナイトステンレス鋼、Ｓ３は
５ＵＳ３２１系オーステナイトステンレス鋼である。

これらの４種の鋼を第１図に示す製造工程によって熱押
チューブとした。

すなわち、Ｓｌ鋼は、第１図（ａ）に示す如く、ブルー
ム’１１２７０℃の丸鋼圧延後、５００℃までを２．５
℃／ｓｅｃで冷却した。その後１２００℃で熱押し、そ
の直後から５００℃までを５℃／ｓｅｃで冷却し、しか
る後に２０チの冷間加工（Ｃ，Ｗ、）を加え、１１５０
℃ｘ１５ｍｉｎの溶体化処理を実施後水冷を施した。

またＳ２鋼、Ｓ３鋼及びＳ４鋼は、第１図（ｂ）に示す
如く、ブルーム、ビレット時の処理は通常方法とし、１
２００℃熱押後空冷、しかる後に１２７０℃×３０ｍ１
ｎの中間焼鈍から５００℃までｆｔ５℃／ｓｅｃで冷却
し２５％の冷間加工（Ｃ，Ｗ・）を加え、１１６０℃×
２０ｍ１ｎの溶体化処理を実施後水冷を施した。

上記のようにして得た８１．８２．８３及びＳ４鋼の熱
押チューブの長手方向よシ切出した試験片を用い６５０
及び７５０℃にてクリープ破断試験を行い、その結果の
平均値よシ外挿してめたそれぞれの鋼の１０　ｈｒ破断
強さと従来法で作成した５ＵＳ３４７及び５ＵＳ３２１
での値、さらにＡＳＭＥの許容応力値から換算したＴｐ
３４７Ｈ及びＴｐ３２１Ｈ鋼における基準値を第２表に
示した。なお、このときの結晶粒度Ａｋも併記した。本
発明ではいずれも粒度Ａ７以上の微細結晶粒組織を有す
る。

第２表に示す如く本発明法によって熱押チューブに作成
したＳｌ、Ｓ２及びＳ３鋼はいずれも結晶粒度Ａ７以上
の細粒であるにもかかわらず、Ｓｌ及びＳ２は従来法に
よる粒度煮４，７の５ＵＳ３４７銅と、同じくＳ３は従
来法による粒度墓５．８の５ＵＳ３２１鋼と、それぞれ
同等、若しくはそれ以上のクリープ破断強さを持ち、Ａ
ＳＭＥの許容応力値から換算した１０　ｈｒ破断強さを
もはるかに凌いでいる。さらに、本発明法を適用したＳ
４も、粒度屋７．７の微細結晶粒組織であるにもかかわ
らず従来法による粒度Ａ４．７の５ＵＳ３４７とほぼ同
等の強さを有し、ＡＳＭＥの許容応力の換算値を上回っ
ている。

第２表　１０５ｈｒクリープ破断強さとＡＳＭＥの許容
応力の基準値

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明製造方法の実施例における分塊圧延以降
の製造履歴を示す図である。

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. Ｃ：０．０４〜０．１０％を含有し、Ｎｂ、Ｔｆの１種
   又は２種金（Ｎｂ十’ｒｉ　）で２ｘｃ％〜１．０％を
   含むオーステナイトステンレス鋼の製造工程において、
   鋳造よυ後の全工程中張高温となる工程を、鋳造よυ後
   で冷間加工以前の高温加熱あるいは高温加工工程のうち
   に少くとも１回は含め、かつその工程を必ず含めた１回
   以上は高温状態直後から５００℃までを０．３℃／ｓｅ
   ｃ以上の速度で冷却し、しかる後に冷間加工、濱らに最
   終溶体化処理−急冷を行うことを特徴とする高温強度の
   優れたオーステナイトステンレス鋼の製造方法。