JPS61166952A - オ−ステナイト系ステンレス耐熱鋼 - Google Patents
オ−ステナイト系ステンレス耐熱鋼Info
- Publication number
- JPS61166952A JPS61166952A JP503185A JP503185A JPS61166952A JP S61166952 A JPS61166952 A JP S61166952A JP 503185 A JP503185 A JP 503185A JP 503185 A JP503185 A JP 503185A JP S61166952 A JPS61166952 A JP S61166952A
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- Japan
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- steel
- austenitic stainless
- stainless steel
- precipitation
- 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.)
- Pending
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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】
〔産業上の利用分野〕
この発明はオーステナイト系ステンレス耐熱鋼に関し、
クリープ破断強度を向上させることを目的とする。
クリープ破断強度を向上させることを目的とする。
１８チＯｒ −８係Ｎｌ系オーステナイトステンレス鋼
は、耐駿化性、高温強度に優れＮｉ基合金等に較べ経済
的であるため、ボイラチューブ等の熱交換器、化学工業
の反応管等に広く使用されている。ところで近年ボイラ
蒸気条件の高温高圧化が検討されており、より高温強度
に優れた経済的な鋼が望まれている。
は、耐駿化性、高温強度に優れＮｉ基合金等に較べ経済
的であるため、ボイラチューブ等の熱交換器、化学工業
の反応管等に広く使用されている。ところで近年ボイラ
蒸気条件の高温高圧化が検討されており、より高温強度
に優れた経済的な鋼が望まれている。
現在広く用いられている１８’１Ｃｒ−８’ＩＮｉ系オ
ーステナイトステンレス鋼として、ＳＵＳ ３０４Ｈ，
３１６１（，３２１Ｈ，３４７Ｈ鋼がある。これらの鋼
はいずれも炭化物析出強化型であり、ＳＵＳ ３０４Ｈ
，３１６ＨはＭｕＣ，。
ーステナイトステンレス鋼として、ＳＵＳ ３０４Ｈ，
３１６１（，３２１Ｈ，３４７Ｈ鋼がある。これらの鋼
はいずれも炭化物析出強化型であり、ＳＵＳ ３０４Ｈ
，３１６ＨはＭｕＣ，。
またＳＵＳ ３２１Ｅｔ、３４７ＨはＭＣ炭化物の析出
１ごより高温クリープ破断強度を確保している。
１ごより高温クリープ破断強度を確保している。
また？ｌｋ債のＴｉ 、 Ｎｂを添加しＭ□Ｃ１とＭＣ
炭化物による強化を図った１８％Ｃｒ−８％Ｎｉ −Ｔ
ｉ −Ｎｂ ′Ａ、またこれにＭｏを添加し固溶強化を
加えた１８１Ｃｒ−８％Ｎｉ− Ｍｏ −Ｔｉ −Ｎｂ
＃４等が開発されている。
炭化物による強化を図った１８％Ｃｒ−８％Ｎｉ −Ｔ
ｉ −Ｎｂ ′Ａ、またこれにＭｏを添加し固溶強化を
加えた１８１Ｃｒ−８％Ｎｉ− Ｍｏ −Ｔｉ −Ｎｂ
＃４等が開発されている。
３０４Ｈ，３１６Ｉ（鋼のクリープ破断強度をさらＩこ
向上させる方法としてＣｔを高め析出炭化物を増■させ
ることが考えられるが、Ｃ量を高めた場合、固溶化熱処
理ですべてＣを固溶させる必要があり、その固溶化＠度
はＣ景増加に伴い上昇する。しかし工業的に可能な最高
固溶化温度は、約ｌ ３ Ｑ Ｏ’Ｏであり、このこと
がらＣｉの増加には制限がある。また高Ｃになるに従い
熱間加工性が低下するため、０．３ｗｔ４以上の高Ｃ材
は鋳造ままで使用されているのが現状である。
向上させる方法としてＣｔを高め析出炭化物を増■させ
ることが考えられるが、Ｃ量を高めた場合、固溶化熱処
理ですべてＣを固溶させる必要があり、その固溶化＠度
はＣ景増加に伴い上昇する。しかし工業的に可能な最高
固溶化温度は、約ｌ ３ Ｑ Ｏ’Ｏであり、このこと
がらＣｉの増加には制限がある。また高Ｃになるに従い
熱間加工性が低下するため、０．３ｗｔ４以上の高Ｃ材
は鋳造ままで使用されているのが現状である。
Ｔｉ 、 Ｎｂ等を添加した鋼は、クロム炭化物に較べ
炭化物の固溶に必要な温度は同−Ｃ量では更に上昇する
ので１３００ ’Ｏの固溶化熱処理で十分固溶し得るＣ
ｔは低下する。そのためこれら炭化物析出のみによる高
温りＩＪ −ブ破断強度の改善には限度がある。
炭化物の固溶に必要な温度は同−Ｃ量では更に上昇する
ので１３００ ’Ｏの固溶化熱処理で十分固溶し得るＣ
ｔは低下する。そのためこれら炭化物析出のみによる高
温りＩＪ −ブ破断強度の改善には限度がある。
炭化物以外にこの系統のクリープ破断強度を高める方法
として、Ｍｏ 、 Ｗ等による固溶強化がある。前述し
たＳＵＳ ３１６Ｈ，１８％Ｃｒ８ ％ Ｎｉ Ｍｏ
−Ｔｉ −ｒＪｂ ｍ ｖｉ Ｃ（７）型である。
として、Ｍｏ 、 Ｗ等による固溶強化がある。前述し
たＳＵＳ ３１６Ｈ，１８％Ｃｒ８ ％ Ｎｉ Ｍｏ
−Ｔｉ −ｒＪｂ ｍ ｖｉ Ｃ（７）型である。
しかしながらＭｏ 、 Ｗはいずれもフェライト生成元
素であり、オーステナイト−相にするためには添加量と
同等以上のＮｉ ｉを増す必要があり経済的でなくなる
。またＣｒが１８係でＭｏ、Ｗを３％以上添加した場合
シグマ相析出による権化が顕著になる。
素であり、オーステナイト−相にするためには添加量と
同等以上のＮｉ ｉを増す必要があり経済的でなくなる
。またＣｒが１８係でＭｏ、Ｗを３％以上添加した場合
シグマ相析出による権化が顕著になる。
以上のことから明らかなようＩこ、１８％Ｃｒ−８１Ｎ
ｉ系オーステナイトステンレス鋼ｌこおける高温クリー
プ破断強度の改善は従来の強化方法では限度がある。
ｉ系オーステナイトステンレス鋼ｌこおける高温クリー
プ破断強度の改善は従来の強化方法では限度がある。
これに対してＣｕを添加した１７１７−１４Ｃｕ ’４
４があり、１９６０年運転開始されたアメリカのＥｄｄ
ｙｓｔｏｎｅボイラの過熱器管として使用されているう
そのクリープ破断強度は従来の１８％Ｃｒ −８ｔｌＪ
Ｎｉ系オースチオ−ステナイトステンレス鋼よりも優れ
ているが、その強化が何によるのか明らかにされていな
い。
４があり、１９６０年運転開始されたアメリカのＥｄｄ
ｙｓｔｏｎｅボイラの過熱器管として使用されているう
そのクリープ破断強度は従来の１８％Ｃｒ −８ｔｌＪ
Ｎｉ系オースチオ−ステナイトステンレス鋼よりも優れ
ているが、その強化が何によるのか明らかにされていな
い。
本発明は上記した従来技術の現状に鑑みてなされたもの
で、オーステナイト鋼屹おいてもＣｕの微細析出により
クリープ破断強度を向上させることが可能なこと及びＣ
Ｕの析出にはＮｉ （ｌの制限があることを見出し、こ
の知見に基づいて高温クリープ破断強度に優ｎたオース
テナイトステンレス鋼を提供しようとするものである。
で、オーステナイト鋼屹おいてもＣｕの微細析出により
クリープ破断強度を向上させることが可能なこと及びＣ
Ｕの析出にはＮｉ （ｌの制限があることを見出し、こ
の知見に基づいて高温クリープ破断強度に優ｎたオース
テナイトステンレス鋼を提供しようとするものである。
この目的のために本発明の鋼は、Ｃ：０．０５〜Ｑ、２
ｗｔ ％ 、 Ｓｔ ： １．Ｑ ｗｔ％以下、 Ｍｎ
： ２．Ｏｗｔ％以下、 Ｎｉ ： ８〜２４ ｗｔ
Ｌ４． Ｃｒ ： １５〜２６ ｗｔ％。
ｗｔ ％ 、 Ｓｔ ： １．Ｑ ｗｔ％以下、 Ｍｎ
： ２．Ｏｗｔ％以下、 Ｎｉ ： ８〜２４ ｗｔ
Ｌ４． Ｃｒ ： １５〜２６ ｗｔ％。
Ｃｕ ： ２〜４ ｗｔ％、残部鉄及び不可避不純物か
ら成り、更に上記ＮｉとＣｕの間に下□記の関係がある
ことを基本的な特徴とするものである。
ら成り、更に上記ＮｉとＣｕの間に下□記の関係がある
ことを基本的な特徴とするものである。
Ｎｉ（ｗ１％）≦６．Ｏｘ Ｃｕ （ｗｔ％）また更に
上記成分に加えて必要に応じて、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｂ、Ｚｒ
（７）うち１種又ｔｔ２２１以上を下記範囲で添加する
ことも可能である。
上記成分に加えて必要に応じて、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｂ、Ｚｒ
（７）うち１種又ｔｔ２２１以上を下記範囲で添加する
ことも可能である。
Ｔｉ 、Ｎｂ ： （Ｔｉ ＋Ｎｂ）／Ｃ≦０．９（原
子比）これはＴ％、Ｎｂ、Ｃのｗｔ％を夫々 Ｔｉ（係） 、 Ｎｂ （す、Ｃ（りとすると、該原子
比は（Ｔｉ／４８ ＋ Ｎｂ／９３ ）／（Ｃ／１２
） で算出できる。
子比）これはＴ％、Ｎｂ、Ｃのｗｔ％を夫々 Ｔｉ（係） 、 Ｎｂ （す、Ｃ（りとすると、該原子
比は（Ｔｉ／４８ ＋ Ｎｂ／９３ ）／（Ｃ／１２
） で算出できる。
Ｂ ：０．ＯＯ１〜ｏ、ｏ１ｗｔ慢Ｚｒ ： ０
．００５〜０．３ ｗｔ％本発明の成分限定理由を以
下に述べる。
．００５〜０．３ ｗｔ％本発明の成分限定理由を以
下に述べる。
Ｃ；高温用鋼として使用される場合、クリニブ破断強度
を得るためには有効な成分であるが、０．０５ ｗｔ％
以下では十分な効果が得られない。しかし過剰の添加は
固溶化熱処理で十分固溶し得ないこと、熱間加工性、溶
接性を損なうことから０．２Ｗｔチ以下とする。
を得るためには有効な成分であるが、０．０５ ｗｔ％
以下では十分な効果が得られない。しかし過剰の添加は
固溶化熱処理で十分固溶し得ないこと、熱間加工性、溶
接性を損なうことから０．２Ｗｔチ以下とする。
Ｓｉ：脱酸剤として添加されるが、１ｗｔ９ｊ以上の添
加ではシグマ相の析出が生じ脆化するためｌ ｗｔ％以
下とする。
加ではシグマ相の析出が生じ脆化するためｌ ｗｔ％以
下とする。
Ｍｎ：脱酸効果、オーステナイト相の安定のため添加さ
れるが、２ｗｔ１以上の添加は有効でないため２ ｗｔ
％以下とする。
れるが、２ｗｔ１以上の添加は有効でないため２ ｗｔ
％以下とする。
Ｎｉニオ−ステナイト単相を得るためにはａｗｔ係以上
必要とする。Ｎｉ ｉはＣｕ単相の析出に対して影響が
あり、 Ｃｕ単相の析出とＮｉ ？との関連で検討し
た結果を第１図に示す。供試鋼は０．１ｗｔ％Ｃ１１７
ｗｔ％Ｃｒをベースとし、Ｃｕｔを１〜６ｗｔ％、 Ｎ
ｉ−ｑを１０〜２５ｗｔ％の範囲内で変えた２Ｏ４種で
ある。大気中で１０４溶型し、熱間圧延後１１５０’Ｏ
で固溶化熱処理を行ない７００’０ 、１００ ｈｒ時
効しＣｕ析出の有無を透過電顕観察、比抵抗を測定し調
査した。同図に示す通りＣｕとＮｉ量には相関がありＮ
ｉ （、６，ＯＸ Ｃｕ（ｗｔ ４ ）以下でＣｕ単相
の析出が認められる。以上の検討からＮｉ量をＮｉ・≦
６．ＯＸＣｕ（ｗｔ係）の範囲に限定する。
必要とする。Ｎｉ ｉはＣｕ単相の析出に対して影響が
あり、 Ｃｕ単相の析出とＮｉ ？との関連で検討し
た結果を第１図に示す。供試鋼は０．１ｗｔ％Ｃ１１７
ｗｔ％Ｃｒをベースとし、Ｃｕｔを１〜６ｗｔ％、 Ｎ
ｉ−ｑを１０〜２５ｗｔ％の範囲内で変えた２Ｏ４種で
ある。大気中で１０４溶型し、熱間圧延後１１５０’Ｏ
で固溶化熱処理を行ない７００’０ 、１００ ｈｒ時
効しＣｕ析出の有無を透過電顕観察、比抵抗を測定し調
査した。同図に示す通りＣｕとＮｉ量には相関がありＮ
ｉ （、６，ＯＸ Ｃｕ（ｗｔ ４ ）以下でＣｕ単相
の析出が認められる。以上の検討からＮｉ量をＮｉ・≦
６．ＯＸＣｕ（ｗｔ係）の範囲に限定する。
また本発明のＣｕの範囲では、その上限は２４ｗｔ９６
とナル。
とナル。
Ｃｒ：耐酸化性から１５ｗｔ９ｊ以上必要であるが、２
６ｗｔ％以上ではシグマ相の析出による脆化が顕著にな
ること、また本発明のＮｉ範囲でオーステナイト単相を
得るため２６ｗｔ係以下おする。
６ｗｔ％以上ではシグマ相の析出による脆化が顕著にな
ること、また本発明のＮｉ範囲でオーステナイト単相を
得るため２６ｗｔ係以下おする。
Ｃｕ：本発明の特徴であるＣｕ単相の析出にはｇＸｔ図
に示すように２ ｗｔ％以上が必要である。また過剰の
Ｃｕ添加は熱間加工性、クリープ破断延性を損なうため
上限を４ ｗｔ％ とする。
に示すように２ ｗｔ％以上が必要である。また過剰の
Ｃｕ添加は熱間加工性、クリープ破断延性を損なうため
上限を４ ｗｔ％ とする。
Ｔ％、Ｎｂ：ＭＣ型炭化物を形成しクリープ破断強度の
改善には有効な元素であるが、Ｃに対して過剰に添加し
た場合クリープ破断延性を低下させるためその添加量は
原子比でＣの０．９ 以下とする。またＴｌ。
改善には有効な元素であるが、Ｃに対して過剰に添加し
た場合クリープ破断延性を低下させるためその添加量は
原子比でＣの０．９ 以下とする。またＴｌ。
Ｎｂ量が余りに少なくても高温強度の向上は芳しくなく
当該原子比で０．５以上となるように含有させることが
好ましい。
当該原子比で０．５以上となるように含有させることが
好ましい。
なお前述した１７−１７−１４Ｃｕは、はぼ１７％Ｃｒ
−１４％Ｎｉ−３％Ｃｕ−２５チＭｏ −Ｔｉ 、 Ｎ
ｂという組成を有し、ＴｌＴｉ＋Ｎｂ 及び／又はＮｂを 。 原子比で１以上含有するも
のである。
−１４％Ｎｉ−３％Ｃｕ−２５チＭｏ −Ｔｉ 、 Ｎ
ｂという組成を有し、ＴｌＴｉ＋Ｎｂ 及び／又はＮｂを 。 原子比で１以上含有するも
のである。
Ｂ、Ｚｒ：クリープ破断強度の改善に有効な元素である
が、それぞれ０．００１ ｗｔ係、０．００５ｗｔ％以
下では十分な効果が得られず、また過剰添加は熱間加工
性、溶接性を損なうため、それぞれ上限をＱ、Ｑ１ｗｔ
％、０．３ｗｔＬ４ とする。
が、それぞれ０．００１ ｗｔ係、０．００５ｗｔ％以
下では十分な効果が得られず、また過剰添加は熱間加工
性、溶接性を損なうため、それぞれ上限をＱ、Ｑ１ｗｔ
％、０．３ｗｔＬ４ とする。
以下本発明の実施例を示す。
供試鋼成分を第１表に示す。いずれも１０階大気溶製し
、熱間圧延後、固溶化熱処理を行った。Ｔｉ、Ｎｂを含
まない鋼は１１３０ ’０１Ｔｉ、Ｎｂを含む鋼は１２
００ ’Ｏの固溶化熱処理を行いクリープ破断試験は７
００ ’Ｏ，応力１５す／燗２の一水準で行った。同表
に各供試鋼の化学成分、破断時間及び破断伸びを示す。
、熱間圧延後、固溶化熱処理を行った。Ｔｉ、Ｎｂを含
まない鋼は１１３０ ’０１Ｔｉ、Ｎｂを含む鋼は１２
００ ’Ｏの固溶化熱処理を行いクリープ破断試験は７
００ ’Ｏ，応力１５す／燗２の一水準で行った。同表
に各供試鋼の化学成分、破断時間及び破断伸びを示す。
なお、第１表に掲げた供試全鋼の８１．Ｍｎ量は、いず
れも前者については０．３〜０．６％、後者は１．４〜
１．６憾の範囲内にあった。
れも前者については０．３〜０．６％、後者は１．４〜
１．６憾の範囲内にあった。
比較鋼（１）はＣｕを含まない鋼であり、破断時間は７
１ｈｒ である。比較鋼＋２１ （３１は第１図に示し
たようにＣｕ単体の析出が起こらない成分系であり、破
断時間は比較鋼（１）と同程度である。これに対して本
発明鋼α刀の破断時間は４２２ｈｒであり、比較鋼（１
）の約６倍である。
１ｈｒ である。比較鋼＋２１ （３１は第１図に示し
たようにＣｕ単体の析出が起こらない成分系であり、破
断時間は比較鋼（１）と同程度である。これに対して本
発明鋼α刀の破断時間は４２２ｈｒであり、比較鋼（１
）の約６倍である。
比較鋼（４）はＣｕ５ｗｔ１材であり破断時間は７５４
ｈｒと長くなるが破断伸び４％であり延性低下が著しい
。
ｈｒと長くなるが破断伸び４％であり延性低下が著しい
。
本発明鋼（６）〜りは、Ｔｉ−、Ｎｂ、Ｂ、Ｚｒを単独
あるいは複合添加した場合であるが、いずれもＣｕを添
加しない比較鋼（５）〜凹と比べ破断時間は長くなって
おりＣｕ析出による効果は明瞭である。
あるいは複合添加した場合であるが、いずれもＣｕを添
加しない比較鋼（５）〜凹と比べ破断時間は長くなって
おりＣｕ析出による効果は明瞭である。
比較鋼（８）はＴｉ ＋ Ｎｂ／Ｃ（原子比）が０．９
以上の鋼であるが、破断時間は長くなるが破断延性は低
下する。
以上の鋼であるが、破断時間は長くなるが破断延性は低
下する。
以上の通り、Ｃｕを添加しＮｉ景をＣｕの析出する範囲
内に制限することによりクリープ破断強度は改善され、
さらにＴｉ、Ｎｂ等の添加量を適正に保つことにより延
性を損なわずクリープ破断強度に優れた鋼が得らｎる。
内に制限することによりクリープ破断強度は改善され、
さらにＴｉ、Ｎｂ等の添加量を適正に保つことにより延
性を損なわずクリープ破断強度に優れた鋼が得らｎる。
第１図はＣｕ量、Ｎｉ量とｃｕ析出との関係を示すグラ
フである。 特許出願人 日本鋼管株式会社 発 明 者 南 雄 弁間
木 村 秀 途代理人弁
理士 吉 原 省 三同 同
高 橋 清同 弁護士
吉 原 弘 子第 １ 図 Ｃｕ量 （ｗｔ％）
フである。 特許出願人 日本鋼管株式会社 発 明 者 南 雄 弁間
木 村 秀 途代理人弁
理士 吉 原 省 三同 同
高 橋 清同 弁護士
吉 原 弘 子第 １ 図 Ｃｕ量 （ｗｔ％）
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １、Ｃ：０．０５〜０．２ｗｔ％、Ｓｉ：１．０ｗｔ％
以下、Ｍｎ：２．０ｗｔ％以下、Ｎｉ：８〜２４ｗｔ％
、Ｃｒ：１５〜２６ｗｔ％、Ｃｕ：２〜４ｗｔ％、残部
鉄及び不可避不純物から成り、更に上 記ＮｉとＣｕの間に下記の関係を有する ことを特徴とするオーステナイト系ステ ンレス耐熱鋼。 Ｎｉ≦６．０×Ｃｕ（ｗｔ％） ２、Ｃ：０．０５〜０．２ｗｔ％、Ｓｉ：１．０ｗｔ％
以下、Ｍｎ：２．０ｗｔ％以下、Ｎｉ：８〜２４ｗｔ％
、Ｃｒ：１５〜２６ｗｔ％、Ｃｕ：２〜４ｗｔ％、及び
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｂ、Ｚｒのうち１種又は２ 種以上を下記する範囲含有し、残部鉄及 び不可避不純物から成り、更に上記Ｎｉ とＣｕの間に下記の関係を有することを 特徴とするオーステナイト系ステンレス 耐熱鋼。 Ｔｉ，Ｎｂ：（Ｔｉ＋Ｎｂ）／Ｃ≦０．９（原子比）Ｂ
：０．００１〜０．０１ｗｔ％ Ｚｒ：０．００５〜０．３ｗｔ％ Ｎｉ≦６．０×Ｃｕ（ｗｔ％）
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP503185A JPS61166952A (ja) | 1985-01-17 | 1985-01-17 | オ−ステナイト系ステンレス耐熱鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP503185A JPS61166952A (ja) | 1985-01-17 | 1985-01-17 | オ−ステナイト系ステンレス耐熱鋼 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61166952A true JPS61166952A (ja) | 1986-07-28 |
Family
ID=11600106
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP503185A Pending JPS61166952A (ja) | 1985-01-17 | 1985-01-17 | オ−ステナイト系ステンレス耐熱鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS61166952A (ja) |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5285915A (en) * | 1976-01-10 | 1977-07-16 | Daido Steel Co Ltd | Precipitation hardening austenitic heat resistance steel |
| JPS59100219A (ja) * | 1982-11-27 | 1984-06-09 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 熱交換器用ステンレス鋼管の製造方法 |
-
1985
- 1985-01-17 JP JP503185A patent/JPS61166952A/ja active Pending
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5285915A (en) * | 1976-01-10 | 1977-07-16 | Daido Steel Co Ltd | Precipitation hardening austenitic heat resistance steel |
| JPS59100219A (ja) * | 1982-11-27 | 1984-06-09 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 熱交換器用ステンレス鋼管の製造方法 |
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