JPS62199753A - 高温環境下での時効後靭性および耐高温粒界腐食性に優れたオ−ステナイトステンレス鋼 - Google Patents
高温環境下での時効後靭性および耐高温粒界腐食性に優れたオ−ステナイトステンレス鋼Info
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- JPS62199753A JPS62199753A JP3840586A JP3840586A JPS62199753A JP S62199753 A JPS62199753 A JP S62199753A JP 3840586 A JP3840586 A JP 3840586A JP 3840586 A JP3840586 A JP 3840586A JP S62199753 A JPS62199753 A JP S62199753A
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Landscapes
- Paper (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】
〔産業上の利用分野〕
この発明は特に４００℃以上の高温環境下での時効後靭
性およびＣ１−、Ｓｏ、”−に対する耐高温粒界腐食性
に優れたオーステナイトステンレス鋼に関するものであ
る。
性およびＣ１−、Ｓｏ、”−に対する耐高温粒界腐食性
に優れたオーステナイトステンレス鋼に関するものであ
る。
製紙工場では、木材チップ蒸解用の薬品（ＮａＯＩＩ。
ＮａＳ等）回収および工場内電力供給を目的として、い
わゆるソーダ回収ボイラが設置されている。その過熱器
管（蒸気条件：４００〜４５０℃、 ３０〜５０気圧
、メタル温度：４３０〜４８０℃）には一般ニＪＩＳ
Ｇ３４６２テ規定される５ＴＢＡ２４ （２−Ｃｒ −
Ｉ Ｍ ｏ鋼）が使用されていたが、熱効率向上の観点
から、ボイラの高温・高圧化（蒸気条件：約５００℃、
１００気圧、メタル温度：５３０℃）が検討推進され、
燃焼ガスから過熱器管へ付着する灰に含有されるＣ１−
、ＳＯ，”−等による高温粒界腐食に対して優れた特性
を有する管材料が検討選択され、特公昭５０−８９６７
号公報で知られている高Ｎオーステナイトステンレス鋼
が使用され始めている。
わゆるソーダ回収ボイラが設置されている。その過熱器
管（蒸気条件：４００〜４５０℃、 ３０〜５０気圧
、メタル温度：４３０〜４８０℃）には一般ニＪＩＳ
Ｇ３４６２テ規定される５ＴＢＡ２４ （２−Ｃｒ −
Ｉ Ｍ ｏ鋼）が使用されていたが、熱効率向上の観点
から、ボイラの高温・高圧化（蒸気条件：約５００℃、
１００気圧、メタル温度：５３０℃）が検討推進され、
燃焼ガスから過熱器管へ付着する灰に含有されるＣ１−
、ＳＯ，”−等による高温粒界腐食に対して優れた特性
を有する管材料が検討選択され、特公昭５０−８９６７
号公報で知られている高Ｎオーステナイトステンレス鋼
が使用され始めている。
現在、熱効率をより向上させる目的で、さらに高温・高
圧化（蒸気条件：５３０℃、１２０気圧。
圧化（蒸気条件：５３０℃、１２０気圧。
メタル温度：５６０〜５８０℃）が検討されており、よ
り過酷な条件のもとての耐高温粒界腐食性および時効後
靭性に優れた過熱器管材料が望まれている。
り過酷な条件のもとての耐高温粒界腐食性および時効後
靭性に優れた過熱器管材料が望まれている。
この発明は上述のような過酷な条件でも使用できる過熱
器管材料などに適した高温環境下での時効後靭性および
耐高温粒界腐食性に優れたオーステナイトステンレス鋼
を提供することを目的とする。
器管材料などに適した高温環境下での時効後靭性および
耐高温粒界腐食性に優れたオーステナイトステンレス鋼
を提供することを目的とする。
〔問題点を解決するための手段・作用〕本発明は２発明
からなり、第１発明は、重量％ニテＣ： ０．０３％以
下、Ｓｉ：０．６０％以下。
からなり、第１発明は、重量％ニテＣ： ０．０３％以
下、Ｓｉ：０．６０％以下。
Ｍｎ：５．０％以下、ｐ：ｏ、ｏ４％以下、Ｓ：０．０
３％以下、Ｃｒ：２３〜３０％、Ｎｉ：５〜１８％。
３％以下、Ｃｒ：２３〜３０％、Ｎｉ：５〜１８％。
Ｎ ： ０．２５〜０．４５％とし、残部が不可避的不
純物からなり、かつ、 Ｎｉ％＋０．５ ｘ Ｍｎ％＋３０Ｘ（Ｃ％＋Ｎ％）２
２０％としたことを特徴とし、第２発明は、さらに、Ｍ
ｏ二０．１〜３％、Ｎｂ：Ｑ、Ｇ５〜２％、Ｔｉ：０．
０２〜０．５％、Ｃｕ：０．２〜５％、Ｂ：０．０１％
以下、Ｃｅ：０．０５％以下、Ｃａ：０．０１％以下の
１種または２種以上を含むことを特徴とする。
純物からなり、かつ、 Ｎｉ％＋０．５ ｘ Ｍｎ％＋３０Ｘ（Ｃ％＋Ｎ％）２
２０％としたことを特徴とし、第２発明は、さらに、Ｍ
ｏ二０．１〜３％、Ｎｂ：Ｑ、Ｇ５〜２％、Ｔｉ：０．
０２〜０．５％、Ｃｕ：０．２〜５％、Ｂ：０．０１％
以下、Ｃｅ：０．０５％以下、Ｃａ：０．０１％以下の
１種または２種以上を含むことを特徴とする。
本発明は、特にＮを０．２５〜０．４５％と高めること
によって比較的少量のＮｔ含有量でもオーステナイト組
織を安定化させた上で、Ｓｉを０．６０％以下に限定す
ることにより、４００℃以上の高温環境下での高位安定
した時効後靭性を有し、またＣｒを２３〜３０％と高く
維持したまま、Ｃを０．０３％以下に限定することによ
り、ＣＺ−。
によって比較的少量のＮｔ含有量でもオーステナイト組
織を安定化させた上で、Ｓｉを０．６０％以下に限定す
ることにより、４００℃以上の高温環境下での高位安定
した時効後靭性を有し、またＣｒを２３〜３０％と高く
維持したまま、Ｃを０．０３％以下に限定することによ
り、ＣＺ−。
８０４′−を有する高温環境下での耐高温腐食性をもた
せたものである。
せたものである。
以下に成分の限定理由について説明する。
Ｃ，Ｃは４００℃以上の高温環境下の使用中にＣｒと結
びつきＣｒｔｓＣｂ等の炭化物を結晶粒界に生成する。
びつきＣｒｔｓＣｂ等の炭化物を結晶粒界に生成する。
このため、粒界近傍にＣｒ欠乏部を生じ、Ｃｒ含有保護
皮膜層の形成を阻害し、ｃｅ−、ＳＯ４”−を有する環
境下での高温粒界腐食を促進するので０．０３％を上限
とする。
皮膜層の形成を阻害し、ｃｅ−、ＳＯ４”−を有する環
境下での高温粒界腐食を促進するので０．０３％を上限
とする。
５ｉＨＳｉは後述するような高Ｎにした場合にオーステ
ナイトステンレス鋼の高温環境下での時効後靭性を阻害
するので、上限を０．６０％とする。
ナイトステンレス鋼の高温環境下での時効後靭性を阻害
するので、上限を０．６０％とする。
Ｍｎ；ＭｎはＣｒｚ、）Ｃ６の固溶度を増す元素であり
、粒界炭化物析出を抑制するが、多量添加はσ相生底を
促進するため、その上限を５％とする。
、粒界炭化物析出を抑制するが、多量添加はσ相生底を
促進するため、その上限を５％とする。
Ｐ、Ｓ；Ｐ、Ｓはいずれも耐高温粒界腐食性および時効
後靭性を劣化させる元素で低い程望ましい。しかし、製
鋼上避けられない不純物である。
後靭性を劣化させる元素で低い程望ましい。しかし、製
鋼上避けられない不純物である。
Ｐの上限を０．０４％としたのは、これ以上になると溶
接性が著しく損なわれるからである。またＳの上限を０
．０３％としたのは、溶接性は勿論、熱間加工性も劣化
するからである。
接性が著しく損なわれるからである。またＳの上限を０
．０３％としたのは、溶接性は勿論、熱間加工性も劣化
するからである。
ＣｒＨＣｒは耐高温粒界腐食性に対し重要な成分であり
、０．０３％以下の微ｉ１ｃによるＣｒｚ３Ｃｂの粒界
析出に対しても、Ｃｒ欠乏部のＣｒｉを高濃度に維持す
べく下限を２３％とする。しかし、Ｃｒが３０％を越す
ようになると熱間加工性の劣化およびσ脆化が現れやす
くなる。したがって、Ｃｒは３０％を上限とする。
、０．０３％以下の微ｉ１ｃによるＣｒｚ３Ｃｂの粒界
析出に対しても、Ｃｒ欠乏部のＣｒｉを高濃度に維持す
べく下限を２３％とする。しかし、Ｃｒが３０％を越す
ようになると熱間加工性の劣化およびσ脆化が現れやす
くなる。したがって、Ｃｒは３０％を上限とする。
Ｎｉ ；Ｎｉはオーステナイト組織を得るために必要な
元素である。その作用効果は一般にＮｉ当量と呼ばれる
次式で整理できるとされている。
元素である。その作用効果は一般にＮｉ当量と呼ばれる
次式で整理できるとされている。
Ｎｉ当量（χ）＝Ｎｉ％＋０．５ Ｘ Ｍｎχ＋３０
Ｘ （（Ｊ＋ＮＺ） ＝−（１）高温かつ高圧下の環境
に耐えるために、高温強度を高めることが必要であり、
そのために（１）式で示されるＮｉ当量を２０％以上と
する。Ｃ，Ｍｎは前述のようにそれぞれ０．０３％、５
．０％が上限であり、Ｎは後述のとおり固溶限から０．
４５％が上限となること、およびＮｉのσ相析出抑制効
果を考慮し、（１）式のＮｉ当量を２０％以上とするた
め、Ｎｉの下限を５％とする。また本発明鋼の成分系で
は高Ｎｉ側で熱間加工性が悪（なるので、Ｎｉの上限を
１８％とする。
Ｘ （（Ｊ＋ＮＺ） ＝−（１）高温かつ高圧下の環境
に耐えるために、高温強度を高めることが必要であり、
そのために（１）式で示されるＮｉ当量を２０％以上と
する。Ｃ，Ｍｎは前述のようにそれぞれ０．０３％、５
．０％が上限であり、Ｎは後述のとおり固溶限から０．
４５％が上限となること、およびＮｉのσ相析出抑制効
果を考慮し、（１）式のＮｉ当量を２０％以上とするた
め、Ｎｉの下限を５％とする。また本発明鋼の成分系で
は高Ｎｉ側で熱間加工性が悪（なるので、Ｎｉの上限を
１８％とする。
ＮＵＮは耐高温粒界腐食性および高温強度に有効な元素
である。また、（１）式で示したＮｉ当量を上昇し、高
価な元素であるＮｉ量を低減する効果も有する。オース
テナイト組織を得ることおよび高温強度の確保から０．
２５％以上のＮが必要である。ただし、Ｎはガス成分で
あるため、気泡発生防止の面から固溶しうる限度によっ
て含有量の上限が決まってくる。このＮの固溶量は高Ｃ
ｒの場合はど多く、Ｃｒ３０％とした場合には０．４５
％である。よって、Ｎは０．４５％を上限とする。
である。また、（１）式で示したＮｉ当量を上昇し、高
価な元素であるＮｉ量を低減する効果も有する。オース
テナイト組織を得ることおよび高温強度の確保から０．
２５％以上のＮが必要である。ただし、Ｎはガス成分で
あるため、気泡発生防止の面から固溶しうる限度によっ
て含有量の上限が決まってくる。このＮの固溶量は高Ｃ
ｒの場合はど多く、Ｃｒ３０％とした場合には０．４５
％である。よって、Ｎは０．４５％を上限とする。
Ｍｏ ；Ｍｏは高温強度および耐高温粒界耐食性に有効
であり、これらが特に要求される場合には０．１％を下
限として添加する。しかし、熱間加工性を良好に保ち、
かつ、オーステナイト組織を維持するという面から、そ
の添加量が制約されるので３％を上限とする。
であり、これらが特に要求される場合には０．１％を下
限として添加する。しかし、熱間加工性を良好に保ち、
かつ、オーステナイト組織を維持するという面から、そ
の添加量が制約されるので３％を上限とする。
Ｎｂ、Ｔｉ ；ＮｂおよびＴｉはクリープ破断強度が特
に要求される場合に添加する。Ｎｂは０．０５％以上、
Ｔｉは０．０２％以上必要であり、ＮｂおよびＴｆがそ
れぞれ２％、０．５％を超えるとＮｂおよびＴｉの炭化
物、窒化物の生成量が多くなり、クリープ破断強度およ
び清浄度が逆に劣化して（る上に、更に、Ｃ，Ｎの固定
により前述の有効なＮｉ当量が低下してオーステナイト
組織を維持することが困難となる。したがって、Ｎｂ添
加量は０．０５〜２％、Ｔｉ添加量は０．０２〜５％と
する。
に要求される場合に添加する。Ｎｂは０．０５％以上、
Ｔｉは０．０２％以上必要であり、ＮｂおよびＴｆがそ
れぞれ２％、０．５％を超えるとＮｂおよびＴｉの炭化
物、窒化物の生成量が多くなり、クリープ破断強度およ
び清浄度が逆に劣化して（る上に、更に、Ｃ，Ｎの固定
により前述の有効なＮｉ当量が低下してオーステナイト
組織を維持することが困難となる。したがって、Ｎｂ添
加量は０．０５〜２％、Ｔｉ添加量は０．０２〜５％と
する。
Ｃｕ；Ｃｕはオーステナイト生成元素であり、オーステ
ナイト組織を維持するには有効である。
ナイト組織を維持するには有効である。
また、耐硫酸性、耐塩酸性のような一般耐食性を向上さ
せる効果があり、このような耐食性が特に要求される場
合に０．２〜５％添加する。下限０．２％としたのは、
これ未満では充分な効果が得られないからであり、また
上限を５％としたのは５％を越えるとＣｕの固溶限を越
えるため熱間加工性が著しく損われるからである。
せる効果があり、このような耐食性が特に要求される場
合に０．２〜５％添加する。下限０．２％としたのは、
これ未満では充分な効果が得られないからであり、また
上限を５％としたのは５％を越えるとＣｕの固溶限を越
えるため熱間加工性が著しく損われるからである。
１３、 Ｃｅ、 Ｃａ ；Ｂ、Ｃｅ、Ｃａは本発明
鋼の熱間加工性を更に良好とする元素であり、特に過酷
な熱間加工を行う場合に添加する。しかし、これらの元
素はｍｌの添加で効果を発揮するが、あまり多量に入れ
すぎ、ると鋼塊の清浄度を害してかえって熱間加工性が
劣化するようになる。従ってＢは０．０１％、Ｃｅは０
．０５％、Ｃａは０．０１％を上限とする。
鋼の熱間加工性を更に良好とする元素であり、特に過酷
な熱間加工を行う場合に添加する。しかし、これらの元
素はｍｌの添加で効果を発揮するが、あまり多量に入れ
すぎ、ると鋼塊の清浄度を害してかえって熱間加工性が
劣化するようになる。従ってＢは０．０１％、Ｃｅは０
．０５％、Ｃａは０．０１％を上限とする。
なお、本発明において、高温環境下での時効後靭性とは
、特に４００℃以上の高温の場合を対象とし、耐高温粒
界腐食性とは、特に４００℃以上の高温における特にＣ
１−、Ｓ０４”−に対する耐粒界腐食性を対象とする。
、特に４００℃以上の高温の場合を対象とし、耐高温粒
界腐食性とは、特に４００℃以上の高温における特にＣ
１−、Ｓ０４”−に対する耐粒界腐食性を対象とする。
４００℃以下の温度では、時効後靭性および耐高温粒界
腐食性の共通した低下原因と考えられる粒界炭化物析出
が顕著でなく、また環境中にＣ１−、’ ＳＯ４トが存
在しない場合は、耐高温粒界腐食性が特に問題とならな
い場合が多い。
腐食性の共通した低下原因と考えられる粒界炭化物析出
が顕著でなく、また環境中にＣ１−、’ ＳＯ４トが存
在しない場合は、耐高温粒界腐食性が特に問題とならな
い場合が多い。
本発明鋼は、特にソーダ回収ボイラ用過熱器管として上
記環境での使用に十分耐えうるちのとして開発、発明さ
れた鋼であるが、その地回様の性質を有する環境中でも
その機能を発揮しうる。
記環境での使用に十分耐えうるちのとして開発、発明さ
れた鋼であるが、その地回様の性質を有する環境中でも
その機能を発揮しうる。
実施例として用いた鋼の化学成分を第１表に示す。なお
、第１表には本発明範囲外の比較鋼と、従来のボイラ用
オーステナイトステンレス鋼の代表例としてＪＩＳ Ｇ
３４６３で規格化されているＳＵＳ ３２１ＨＴＢ、Ｓ
ＯＳ ３４７ ＨＴＢを併せて示す。
、第１表には本発明範囲外の比較鋼と、従来のボイラ用
オーステナイトステンレス鋼の代表例としてＪＩＳ Ｇ
３４６３で規格化されているＳＵＳ ３２１ＨＴＢ、Ｓ
ＯＳ ３４７ ＨＴＢを併せて示す。
本発明鋼Ａ−Ｊ＠はＣを０．０３％以下、Ｓｉを０．６
％以下に制限しである。Ａ、 Ｂ鋼が第１発明鋼、Ｃ
−Ｊが第２発明鋼である。Ｃ−Ｊ鋼はＭ。
％以下に制限しである。Ａ、 Ｂ鋼が第１発明鋼、Ｃ
−Ｊが第２発明鋼である。Ｃ−Ｊ鋼はＭ。
を０．８〜０．９％含有する。
Ｇ鋼はＮｂを０．７％、Ｃｅを０．０１％、Ｈ鋼はＣａ
を０． ＯＱ ３％、ｒ鋼はＣｕを０．４％、Ｔｉを０
．２％、Ｊ＠はＢを、０．０．０３％それぞれ含有して
いる。
を０． ＯＱ ３％、ｒ鋼はＣｕを０．４％、Ｔｉを０
．２％、Ｊ＠はＢを、０．０．０３％それぞれ含有して
いる。
これに対し、比較鋼として用いたに−Ｐ鋼はそれぞれ次
の点が本発明成分範囲外である。すなわち、Ｈ鋼はＣが
０．０４５％と高く、Ｌ−Ｈ鋼はＳｉがそれぞれ０．７
５． ０．８８． １．１５％と高い。
の点が本発明成分範囲外である。すなわち、Ｈ鋼はＣが
０．０４５％と高く、Ｌ−Ｈ鋼はＳｉがそれぞれ０．７
５． ０．８８． １．１５％と高い。
０鋼はＳｉが１．２０％と高く、かつＣｒが２１．７％
と低い。Ｐ鋼はＳｉが０．７５％と若干高く、Ｎが０．
１９％と低い。
と低い。Ｐ鋼はＳｉが０．７５％と若干高く、Ｎが０．
１９％と低い。
また従来鋼のＱ、 Ｒ鋼はそれぞれ、ＳＯＳ ３２１
ＨＴＢ。
ＨＴＢ。
ＳＯ５３４７ＨＴＢであり、Ｑ鋼はＴｉを０．４％、Ｒ
鋼はＮｂを０．７％含有するが、本発明鋼と比較すると
、高Ｃ１低Ｃｒおよび低Ｎの成分系である。
鋼はＮｂを０．７％含有するが、本発明鋼と比較すると
、高Ｃ１低Ｃｒおよび低Ｎの成分系である。
第１表に示す本発明鋼および比較鋼の時効後靭性、耐高
温粒界腐食性およびδ−Ｆｅ量を第２表に示す。なお各
特性の評価法としてそれぞれ次の方法を用いた。
温粒界腐食性およびδ−Ｆｅ量を第２表に示す。なお各
特性の評価法としてそれぞれ次の方法を用いた。
時効後靭性は、６５０℃Ｘ １２７１ ｈ （Ｌａｒｓ
ｏｎ−Ｍｉｌｌｅｒパラメータ＝ （Ｔ＋２７３）Ｘ
（２０＋１ｏｇｔ）、Ｔは温度℃、ｔは時間り、５８０
℃×１０５ ｈ相当）時効後の０℃シャルピー衝撃値（
試験片ＪＩＳｄ号、１／２サイズ）を用いた。
ｏｎ−Ｍｉｌｌｅｒパラメータ＝ （Ｔ＋２７３）Ｘ
（２０＋１ｏｇｔ）、Ｔは温度℃、ｔは時間り、５８０
℃×１０５ ｈ相当）時効後の０℃シャルピー衝撃値（
試験片ＪＩＳｄ号、１／２サイズ）を用いた。
耐高温粒界腐食性評価としては、ソーダ回収ボイラ実缶
灰（主成分；２４％Ｎａ１８％に、１７％Ｓ、２％ＣＸ
、主な化合物； ＫＪａ（Ｓｏｔ） ｆｆ＋ ＮａｚＳ
Ｏ４＋ＮａＣｌ ）中で５６０°ＣＸ１００ｈ浸清・加
熱し、脱スケール後縦断面の粒界腐食深さを測定した。
灰（主成分；２４％Ｎａ１８％に、１７％Ｓ、２％ＣＸ
、主な化合物； ＫＪａ（Ｓｏｔ） ｆｆ＋ ＮａｚＳ
Ｏ４＋ＮａＣｌ ）中で５６０°ＣＸ１００ｈ浸清・加
熱し、脱スケール後縦断面の粒界腐食深さを測定した。
δ−Ｆｅ量については製品まま（管あるいは棒）の状態
で縦断面について光学顕微鏡による格子点測定法により
面積率を算出した。
で縦断面について光学顕微鏡による格子点測定法により
面積率を算出した。
第２表によると、本発明鋼Ａ−Ｊ鋼はいずれも、６５０
℃Ｘ１２７１ｈ時効後の０℃シャルピー衝撃値が５．５
ｋｇｆ−ｍ／ｃｒＡ以上であり、５６０℃×１００ｈ
、実缶灰中での高温粒界腐食深さは０μｍでありかつ製
品ままでのδ−Ｆｅ量は０％である。すなわち、本発明
鋼Ａ−Ｊ鋼はいずれも、時効後靭性、耐高温粒界腐食性
が共に優れたオーステナイト単相ステンレス鋼であると
言える。
℃Ｘ１２７１ｈ時効後の０℃シャルピー衝撃値が５．５
ｋｇｆ−ｍ／ｃｒＡ以上であり、５６０℃×１００ｈ
、実缶灰中での高温粒界腐食深さは０μｍでありかつ製
品ままでのδ−Ｆｅ量は０％である。すなわち、本発明
鋼Ａ−Ｊ鋼はいずれも、時効後靭性、耐高温粒界腐食性
が共に優れたオーステナイト単相ステンレス鋼であると
言える。
また第２発明鋼はクリープ破断強度も良好であり、例え
ばＣ鋼ではＬａｒｓｏｎ−Ｍｉｌｌｅｒパラメータ法に
よる６００℃クリープ破断強度の１０５ｈ外挿値が１５
．３ ｋｇ ｆ ／ ＊重”であり、通産省技術基準に
規定されたＳＵＳ ３２１ ＨＴＢおよびＳＯ３３４７
ＨＴＢの６００℃許容引張応力からの計算（許容引張応
力÷０．６）値、それぞれ１）．５ｋｇ ｆ ／ ｍ＋
ｓ２．１３．Ｏｋｇ ｆ ／ ｕ＋２より高い値を有し
ている。
ばＣ鋼ではＬａｒｓｏｎ−Ｍｉｌｌｅｒパラメータ法に
よる６００℃クリープ破断強度の１０５ｈ外挿値が１５
．３ ｋｇ ｆ ／ ＊重”であり、通産省技術基準に
規定されたＳＵＳ ３２１ ＨＴＢおよびＳＯ３３４７
ＨＴＢの６００℃許容引張応力からの計算（許容引張応
力÷０．６）値、それぞれ１）．５ｋｇ ｆ ／ ｍ＋
ｓ２．１３．Ｏｋｇ ｆ ／ ｕ＋２より高い値を有し
ている。
これに対し、比較鋼に−Ｐ鋼および従来鋼Ｑ。
Ｒ鋼は時効後靭性と耐高温粒界腐食性の少なくとも一方
に問題点を存しているといえる。
に問題点を存しているといえる。
本発明鋼および比較鋼について、Ｓｉ含有量と６５０″
ｃｘ１２７１ｈ時効後の０℃シャルピー衝撃値との関係
をプロットすると、第１図のようにＳｉ含有量が減少す
るにしたがって、時効後靭性が向上することがわかる。
ｃｘ１２７１ｈ時効後の０℃シャルピー衝撃値との関係
をプロットすると、第１図のようにＳｉ含有量が減少す
るにしたがって、時効後靭性が向上することがわかる。
この図から、本発明鋼のＳｉ含有量０．６０％以下では
、６５０℃Ｘ１２７１ｈ時効後の０℃シャルピー衝撃値
が５ ｋｇｆ−ｍ／ｃｎｆ以上となり、これはＬａｒｓ
ｏｎ−Ｍｉｌｌｅｒパラメータから５８０℃Ｘ１０’ｈ
時効後の値に相当するので、本発明鋼は蒸気条件５３０
℃の過酷な条件でも使用に耐えることがわかる。
、６５０℃Ｘ１２７１ｈ時効後の０℃シャルピー衝撃値
が５ ｋｇｆ−ｍ／ｃｎｆ以上となり、これはＬａｒｓ
ｏｎ−Ｍｉｌｌｅｒパラメータから５８０℃Ｘ１０’ｈ
時効後の値に相当するので、本発明鋼は蒸気条件５３０
℃の過酷な条件でも使用に耐えることがわかる。
なお、０，１９％とＮが若干低いＰ鋼はＳｉが０６７５
％と若干高いにもかかわらず、６５０℃×１２７１ｈ時
効後のシャルピー衝撃値が６．５ｋｇｆ−ｍ／ｃｒＡと
高く、高温粒界腐食深さも、５μｍ程度と小さいが、δ
−Ｆｅが２．７％存在する。この鋼の６００°Ｃクリー
プ破断強度の１０５ｈ外挿値は１２． Ｏｋｇ ｆ ／
１ｍ２であり、本発明鋼より若干低い値となる。
％と若干高いにもかかわらず、６５０℃×１２７１ｈ時
効後のシャルピー衝撃値が６．５ｋｇｆ−ｍ／ｃｒＡと
高く、高温粒界腐食深さも、５μｍ程度と小さいが、δ
−Ｆｅが２．７％存在する。この鋼の６００°Ｃクリー
プ破断強度の１０５ｈ外挿値は１２． Ｏｋｇ ｆ ／
１ｍ２であり、本発明鋼より若干低い値となる。
第２表本発明鋼の実施例（材質特性）
〔発明の効果〕
この発明によれば、４００℃以上の高温°でかつ（１！
−、ＳＯ４”−の存在する環境下で使用される、例えば
製紙工場のソーダ回収ボイラ過熱器管等に対して、時効
後靭性と耐高温粒界腐食性共に優れた材料を提供するこ
とが可能になり、品質上、経済上極めて有用な効果がも
たらされる。
−、ＳＯ４”−の存在する環境下で使用される、例えば
製紙工場のソーダ回収ボイラ過熱器管等に対して、時効
後靭性と耐高温粒界腐食性共に優れた材料を提供するこ
とが可能になり、品質上、経済上極めて有用な効果がも
たらされる。
第１図はＳｉ量と６５０℃Ｘ１２７１ｈ時効後の０℃シ
ャルピー衝撃値の関係を示す図である。
ャルピー衝撃値の関係を示す図である。
Claims (2)
- （１）重量％にて、Ｃ：０．０３％以下、Ｓｉ：０．６
０％以下、Ｍｎ：５．０％以下、Ｐ：０．０４％以下、
Ｓ：０．０３％以下、Ｃｒ：２３〜３０％、Ｎｉ：５〜
１８％、Ｎ：０．２５〜０．４５％とし、残部がＦｅお
よび不可避的不純物からなり、かつ、Ｎｉ％＋０．５×
Ｍｎ％＋３０×（Ｃ％＋Ｎ％）≧２０％としたことを特
徴とする高温環境下での時効後靭性および耐高温粒界腐
食性に優れたオーステナイトステンレス鋼。 - （２）重量％にて、Ｃ：０．０３％以下、Ｓｉ：０．６
０％以下、Ｍｎ：５．０％以下、Ｐ：０．０４％以下、
Ｓ：０．０３％以下、Ｃｒ：２３〜３０％、Ｎｉ：５〜
１８％、Ｎ：０．２５〜０．４５％とし、さらに、Ｍｏ
：０．１〜３％、Ｎｂ：０．０５〜２％、Ｔｉ：０．０
２〜０．５％、Ｃｕ：０．２〜５％、Ｂ：０．０１％以
下、Ｃｅ：０．０５％以下、Ｃａ：０．０１％以下の１
種または２種以上を含み、残部がＦｅおよび不可避的不
純物からなり、かつ、 Ｎｉ％＋０．５×Ｍｎ％＋３０×（Ｃ％＋Ｎ％）≧２０
％としたことを特徴とする高温環境下での時効後靭性お
よび耐高温粒界腐食性に優れたオーステナイトステンレ
ス鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3840586A JPS62199753A (ja) | 1986-02-25 | 1986-02-25 | 高温環境下での時効後靭性および耐高温粒界腐食性に優れたオ−ステナイトステンレス鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3840586A JPS62199753A (ja) | 1986-02-25 | 1986-02-25 | 高温環境下での時効後靭性および耐高温粒界腐食性に優れたオ−ステナイトステンレス鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS62199753A true JPS62199753A (ja) | 1987-09-03 |
| JPH0430463B2 JPH0430463B2 (ja) | 1992-05-21 |
Family
ID=12524386
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3840586A Granted JPS62199753A (ja) | 1986-02-25 | 1986-02-25 | 高温環境下での時効後靭性および耐高温粒界腐食性に優れたオ−ステナイトステンレス鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS62199753A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6456855A (en) * | 1987-08-27 | 1989-03-03 | Nippon Steel Corp | Austenitic stainless steel for boiler for soda recovery |
| EP1577414A2 (en) * | 2004-03-04 | 2005-09-21 | Daido Steel Co., Ltd. | Heat-resistant austenitic stainless steel and a production process thereof |
| CN110396645A (zh) * | 2019-07-16 | 2019-11-01 | 长春实越节能材料有限公司 | 一种高强度高耐蚀高氮梯度分布Cr-Mn-Mo-N系合金钢板材制备方法 |
| WO2021037926A1 (de) | 2019-08-29 | 2021-03-04 | Mannesmann Stainless Tubes GmbH | Austenitische stahllegierung mit verbesserter korrosionsbeständigkeit bei hochtemperaturbeanspruchung und verfahren zur herstellung eines rohrkörpers hieraus |
-
1986
- 1986-02-25 JP JP3840586A patent/JPS62199753A/ja active Granted
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6456855A (en) * | 1987-08-27 | 1989-03-03 | Nippon Steel Corp | Austenitic stainless steel for boiler for soda recovery |
| JPH0431020B2 (ja) * | 1987-08-27 | 1992-05-25 | ||
| EP1577414A2 (en) * | 2004-03-04 | 2005-09-21 | Daido Steel Co., Ltd. | Heat-resistant austenitic stainless steel and a production process thereof |
| EP1577414A3 (en) * | 2004-03-04 | 2005-11-23 | Daido Steel Co., Ltd. | Heat-resistant austenitic stainless steel and a production process thereof |
| CN110396645A (zh) * | 2019-07-16 | 2019-11-01 | 长春实越节能材料有限公司 | 一种高强度高耐蚀高氮梯度分布Cr-Mn-Mo-N系合金钢板材制备方法 |
| WO2021037926A1 (de) | 2019-08-29 | 2021-03-04 | Mannesmann Stainless Tubes GmbH | Austenitische stahllegierung mit verbesserter korrosionsbeständigkeit bei hochtemperaturbeanspruchung und verfahren zur herstellung eines rohrkörpers hieraus |
| DE102019123174A1 (de) * | 2019-08-29 | 2021-03-04 | Mannesmann Stainless Tubes GmbH | Austenitische Stahllegierung mit verbesserter Korrosionsbeständigkeit bei Hochtemperaturbeanspruchung |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0430463B2 (ja) | 1992-05-21 |
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