JPS63247341A - オ−ステナイト系耐熱合金 - Google Patents
オ−ステナイト系耐熱合金Info
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- JPS63247341A JPS63247341A JP7970087A JP7970087A JPS63247341A JP S63247341 A JPS63247341 A JP S63247341A JP 7970087 A JP7970087 A JP 7970087A JP 7970087 A JP7970087 A JP 7970087A JP S63247341 A JPS63247341 A JP S63247341A
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- austenitic heat
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Links
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Landscapes
- Rigid Pipes And Flexible Pipes (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】
「発明の目的」
（産業上の利用分野）
本発明は主として化学プラント、火力もしくは原子カプ
ラント、ボイラー等におけるノズル部、反応管、配管、
その他の部材等に適用され高温長時間の使用に耐えるオ
ーステナイト系耐熱合金の組成に関するものである。
ラント、ボイラー等におけるノズル部、反応管、配管、
その他の部材等に適用され高温長時間の使用に耐えるオ
ーステナイト系耐熱合金の組成に関するものである。
（従来の技術）
従来、クリープ脆化の生じ易い高温度領域で使用される
反応管、配管等の部材としては、オーステナイト鋼や耐
熱合金鋼のチューブ等が一般的に使用されており、特に
使用温度が６００℃以上に達する部位においては、クリ
ープ破断強度が優れたＮＣＦ３００Ｈ系鋼（０，０８％
Ｃ−２１％Ｃｒ−３２％Ｎｉ −０，３％Ａ １−０．
３％Ｔｉ）が使用されている。しかし乍ら従来タイプの
ＮＣＦ３００Ｈ系綱は配管等に使用した場合、溶接後６
００〜７００℃の高温度で長時間使用すると、溶接熱影
響部においてクリープ脆化現象がおこり、該現像が原因
とされる粒界割れが生ずることがある。
反応管、配管等の部材としては、オーステナイト鋼や耐
熱合金鋼のチューブ等が一般的に使用されており、特に
使用温度が６００℃以上に達する部位においては、クリ
ープ破断強度が優れたＮＣＦ３００Ｈ系鋼（０，０８％
Ｃ−２１％Ｃｒ−３２％Ｎｉ −０，３％Ａ １−０．
３％Ｔｉ）が使用されている。しかし乍ら従来タイプの
ＮＣＦ３００Ｈ系綱は配管等に使用した場合、溶接後６
００〜７００℃の高温度で長時間使用すると、溶接熱影
響部においてクリープ脆化現象がおこり、該現像が原因
とされる粒界割れが生ずることがある。
本発明者等は、石油精製用反応容器等において、長時間
使用後に検出される割れの原因がクリープ脆化によるも
のであり、このクリープ脆化傾向が切欠を付した試験片
を用いる、低歪速度高温引張試験における粒界破面率に
より短時間で評価、予測できることを溶接学会論文集に
ｒＣｒ −ＭｏｗＡのクリープ脆化とその評価方法Ｊ
（ｖｏｌ ３ （１９８５）Ｎ［Ｌ３ ｐ５８２
）として発表したことがあるが、未だＮＣＦ３００Ｈ１
１Ｉｉｌ系耐熱合金についての粒界割れの原因およびそ
の対策等については殆んど論じられておらず、割れの防
止策は提案されていない。
使用後に検出される割れの原因がクリープ脆化によるも
のであり、このクリープ脆化傾向が切欠を付した試験片
を用いる、低歪速度高温引張試験における粒界破面率に
より短時間で評価、予測できることを溶接学会論文集に
ｒＣｒ −ＭｏｗＡのクリープ脆化とその評価方法Ｊ
（ｖｏｌ ３ （１９８５）Ｎ［Ｌ３ ｐ５８２
）として発表したことがあるが、未だＮＣＦ３００Ｈ１
１Ｉｉｌ系耐熱合金についての粒界割れの原因およびそ
の対策等については殆んど論じられておらず、割れの防
止策は提案されていない。
（発明が解決しようとする問題点）
本発明は前述したようなオーステナイト系耐熱合金を高
温で長時間使用中に発生する粒界割れの問題点を、溶接
後の残留応力の除去、もしくは特殊な精練による不純物
の低減法などを採用することなく、特殊な微量元素の添
加により解決することを目的としたオーステナイト系耐
熱合金の組成を提供することにある。
温で長時間使用中に発生する粒界割れの問題点を、溶接
後の残留応力の除去、もしくは特殊な精練による不純物
の低減法などを採用することなく、特殊な微量元素の添
加により解決することを目的としたオーステナイト系耐
熱合金の組成を提供することにある。
「発明の構成」
（問題点を解決するための手段）
前述の目的を達成するために本発明者等は、重量％で
Ｃ：ｏ、ｏ２〜０．１２％、 Ｓｔ ：０．２％以下
、Ｍｎ：２．０％以下、 Ｎｉ ：２８〜４０％、
Ｃｒ ：１５〜３０％、 Ｔ ｉ ： ０．０５
〜０．４５％、ＡＡ：０．０５〜０．４５％、 Ｎｂ
：０．００５〜０．２０％、Ｂ ： ０．０００
８〜０．０１％を含み、残部はＦｅ及び不可避的不純物
からなることを特徴とするオーステナイト系耐熱合金を
芸に提案する。
、Ｍｎ：２．０％以下、 Ｎｉ ：２８〜４０％、
Ｃｒ ：１５〜３０％、 Ｔ ｉ ： ０．０５
〜０．４５％、ＡＡ：０．０５〜０．４５％、 Ｎｂ
：０．００５〜０．２０％、Ｂ ： ０．０００
８〜０．０１％を含み、残部はＦｅ及び不可避的不純物
からなることを特徴とするオーステナイト系耐熱合金を
芸に提案する。
（作 用）
本発明者等は、ＮＣＦ３００Ｈ系鋼についても高温長時
間使用中における溶接熱影響部の脆化とそれに起因する
割れについて検討を進めた結果、次の点即ち■高温長時
間の使用中に熱影響部の熱履歴によるγ′相の核が生成
し、゛その微細析出により粒内の硬度が上昇すること、
■不純物の偏析や炭化物の粒界への凝集に基づく粒界強
度の低下がみられること、■溶接の残留応力が原因の一
つになっていること、等々がその原因であることが判明
した。しかし、溶接残留応力の除去は施工コストの大幅
な上昇をもたらし、又、不純物元素の低減を現状以上に
望むことは、製鋼時に特殊な精錬法を採用せざるを得ず
、何れにしてもコストアップの原因とならざるを得ない
。
間使用中における溶接熱影響部の脆化とそれに起因する
割れについて検討を進めた結果、次の点即ち■高温長時
間の使用中に熱影響部の熱履歴によるγ′相の核が生成
し、゛その微細析出により粒内の硬度が上昇すること、
■不純物の偏析や炭化物の粒界への凝集に基づく粒界強
度の低下がみられること、■溶接の残留応力が原因の一
つになっていること、等々がその原因であることが判明
した。しかし、溶接残留応力の除去は施工コストの大幅
な上昇をもたらし、又、不純物元素の低減を現状以上に
望むことは、製鋼時に特殊な精錬法を採用せざるを得ず
、何れにしてもコストアップの原因とならざるを得ない
。
そこで本発明者等は、研究の結果ＮＣＦ３００ＨＥ系耐
熱合金について、その溶接熱影響部に発生する高温長時
間使用中のクリープ脆化を、高温強度を維持しつつ抑制
するためにγ′相析出の直接の原因となるＡ／、Ｔｉの
低減を図りそれに代る高温強度維持元素としてＮｂおよ
びＢの添加が有効であることの知見を得た。
熱合金について、その溶接熱影響部に発生する高温長時
間使用中のクリープ脆化を、高温強度を維持しつつ抑制
するためにγ′相析出の直接の原因となるＡ／、Ｔｉの
低減を図りそれに代る高温強度維持元素としてＮｂおよ
びＢの添加が有効であることの知見を得た。
次に本発明の構成要件である化学的組成並びにその添加
■の数値限定の理由について詳述する。
■の数値限定の理由について詳述する。
Ｃ：０．０２〜０．１２％
Ｃは炭化物形成元素と結合して炭化物を形成して高温強
度を高めるが、０．０２％未満ではその効果が認められ
ず、０．１２％を越えて含まれると加工性、延性、およ
び溶接性が著しく低下する。
度を高めるが、０．０２％未満ではその効果が認められ
ず、０．１２％を越えて含まれると加工性、延性、およ
び溶接性が著しく低下する。
Ｓｉ：０．２％以下
Ｓｉは脱酸剤として添加する必要があるが、Ｂを添加す
る場合は、Ｂによる溶接性劣化を補う必要があり、Ｓｔ
６０．２％としなければならない。
る場合は、Ｂによる溶接性劣化を補う必要があり、Ｓｔ
６０．２％としなければならない。
従って上限を０．２％とする。
Ｍｎ：２．０％以下
ＭｎはＳｉ と同様に重要な脱酸成分であるが、２．０
％を越えると耐酸化性が低下するので、２．０％以下と
する必要がある。
％を越えると耐酸化性が低下するので、２．０％以下と
する必要がある。
Ｎｉ：２８〜４０％
ＮｉはＣｒと共存して加工性を高めると共にオーステナ
イト組織を安定に保ち高温強度を高める。
イト組織を安定に保ち高温強度を高める。
本発明においては１５〜３０％のＣｒとＳｔ、ＴＬＮｂ
等のフェライト生成元素を含むため、安定なオーステナ
イト組織を得るためにはＮｉの含有量は２８％以上が必
要とされる。しかし、多過ぎると柱状晶が粗大化して加
工性が悪化する。上限は４０％が限界である。
等のフェライト生成元素を含むため、安定なオーステナ
イト組織を得るためにはＮｉの含有量は２８％以上が必
要とされる。しかし、多過ぎると柱状晶が粗大化して加
工性が悪化する。上限は４０％が限界である。
Ｃｒ ：１５〜３０％
Ｃｒは１５％以上の含有量で高温防蝕、水蒸気酸化の防
止の効果がでてくる。しかし３０％を越えてもこの効果
はあまり変らず、むしろ熱間加工性を損うことがあるた
め、１５〜３０％の範囲とした。
止の効果がでてくる。しかし３０％を越えてもこの効果
はあまり変らず、むしろ熱間加工性を損うことがあるた
め、１５〜３０％の範囲とした。
Ｔｉ：０．０５〜０．４５％、Ａ７！：０．０５〜０．
４５％ Ｔ Ｉ ％ Ａ ｌの何れも炭化物を生成する他、溶接
熱影古部にあって、高温度で長時間使用中にＮｉとの間
に化合物Ｔ′相を形成し、熱影客の粒内強度を著しく上
昇せしめ、相対的に粒界強度を低下させる。その結果熱
形を部の粒界割れ感受性が高くなる。Ｂをｏ、ｏｏｏａ
〜０．０１００％添加する場合、粒界の強度が上昇する
ためＴｉおよびＡＡを０．４５％まで添加しても粒界割
れ感受性は高くならない。尚、所定のクリープ強度を維
持するためには、少なくとも０．０５％以上の添加を必
要とするので、何れも０．０５〜０．４５％の範囲とし
た。
４５％ Ｔ Ｉ ％ Ａ ｌの何れも炭化物を生成する他、溶接
熱影古部にあって、高温度で長時間使用中にＮｉとの間
に化合物Ｔ′相を形成し、熱影客の粒内強度を著しく上
昇せしめ、相対的に粒界強度を低下させる。その結果熱
形を部の粒界割れ感受性が高くなる。Ｂをｏ、ｏｏｏａ
〜０．０１００％添加する場合、粒界の強度が上昇する
ためＴｉおよびＡＡを０．４５％まで添加しても粒界割
れ感受性は高くならない。尚、所定のクリープ強度を維
持するためには、少なくとも０．０５％以上の添加を必
要とするので、何れも０．０５〜０．４５％の範囲とし
た。
Ｎｂ：０．００５〜０．２０％
ＮｂはＢ添加の場合には、所定クリープ強度を維持する
ため、０．００５％以上の添加が必要であるが、０．２
０％以上添加すると溶接高温割れ感受性が高くなるので
、０．００５〜０．２０％の範囲とした。
ため、０．００５％以上の添加が必要であるが、０．２
０％以上添加すると溶接高温割れ感受性が高くなるので
、０．００５〜０．２０％の範囲とした。
Ｂ：Ｏ，０Ｏ０８〜０．０１％
ＢはＮｂと共に、Ｔｉ、Ａ１の添加量低減に伴なうクリ
ープ強度の低減を補う元素であり、この効果を発揮させ
るためはｏ、 ｏ ｏ ｏ ｓ％以上の添加が必要であ
る。但し、この場合、溶接時の高温割れ感受性が高まる
ためＳｉ ５０．２％とする低Ｓｉ化が必要となる。し
かし乍ら、低Ｓｉ化によってもＢ添加の上限は０．０１
％としない限り、高温割れの発生を防止することはでき
ない。Ｂ添加の範囲は０．０００８〜０．０１％とすべ
きである。
ープ強度の低減を補う元素であり、この効果を発揮させ
るためはｏ、 ｏ ｏ ｏ ｓ％以上の添加が必要であ
る。但し、この場合、溶接時の高温割れ感受性が高まる
ためＳｉ ５０．２％とする低Ｓｉ化が必要となる。し
かし乍ら、低Ｓｉ化によってもＢ添加の上限は０．０１
％としない限り、高温割れの発生を防止することはでき
ない。Ｂ添加の範囲は０．０００８〜０．０１％とすべ
きである。
（実施例）
第１表に試験に用いた試料の化学組成（重量％）を示す
。比較鋼隘１〜隘３、はＪＩＳ ＮＣＦ３００ Ｈ鋼
であり、規格内でＴｉ、Ａ７！、レベルを３段階に変化
させたものである。本発明鋼隘ｌ・・１１ｈ６は何れも
ＮｂおよびＢ添加に特徴のある鋼である。
。比較鋼隘１〜隘３、はＪＩＳ ＮＣＦ３００ Ｈ鋼
であり、規格内でＴｉ、Ａ７！、レベルを３段階に変化
させたものである。本発明鋼隘ｌ・・１１ｈ６は何れも
ＮｂおよびＢ添加に特徴のある鋼である。
第２表には本発明鋼と比較鋼の母材のクリープ破断強度
並びにフィスコ割れ試験の結果を示す。
並びにフィスコ割れ試験の結果を示す。
本発明鋼はいずれも比較鋼と同等もしくはそれ以上の良
好なりリープ破断特性と低いフィスコ割れ率を示してい
る。
好なりリープ破断特性と低いフィスコ割れ率を示してい
る。
特にＴｉ、ＡＩの添加量がＪＩＳ ＮＣＦ３００Ｈ鋼
規格より低い本発明鋼の阻３〜Ｎａ４においてもＮｂ、
Ｂの添加により充分なりリープ破断強度が得られている
ことが判る。フィスコ割れ率はＪＩＩＺ−３１５５に準
拠しＩｎｃｏ Ｆｉｌｔｅｒ ８２ワイヤを送給しつつ
ＴＩＧ溶接ビードを形成し割れ率を測定したものである
。
規格より低い本発明鋼の阻３〜Ｎａ４においてもＮｂ、
Ｂの添加により充分なりリープ破断強度が得られている
ことが判る。フィスコ割れ率はＪＩＩＺ−３１５５に準
拠しＩｎｃｏ Ｆｉｌｔｅｒ ８２ワイヤを送給しつつ
ＴＩＧ溶接ビードを形成し割れ率を測定したものである
。
第１表 供試鋼の化学成分（ｗｔ％）第２表 クリー
プ破断強度（１０’ｈｒ）およびフィスコ割れ率 第３表 切欠付サート試験による粒界破面率第３表は溶
接熱影響をシュミレートした試験材の切欠付サート試験
結果を示す。比較鋼階１〜隘３においては溶接熱影響部
（ピーク温度１３００℃：溶接ボンド部をシュミレート
、ピーク温度７８０℃：溶接ボンド部＋２龍母材側をシ
ュミレー日において粒界破面率が高く、特に６００°Ｃ
において粒界破面率が高く、この部分におけるクリープ
脆化とそれに起因する粒界割れが長時間使用中に生じる
危険性の高いことを示している。一方本発明鋼において
は、熱影響部の粒界破面率が６００℃の試験温度におい
ても低く、クリープ脆化、およびそれに起因する粒界割
れの危険性がないことを示している。尚、サート試験で
は、所定の切欠付試験片を用いて低歪速度（０，０００
５ｍｍ／ｍ１ｎ）で引張試験を行ったが、試験温度は６
００および７００℃とし、試験片がその温度に到達した
後直ちに試験を開始し、試験後得られた破面について倍
率×３０のＳＥＭ写真を撮影、プラニメータで測定した
面積の比から粒界破面率を算出したものである。
プ破断強度（１０’ｈｒ）およびフィスコ割れ率 第３表 切欠付サート試験による粒界破面率第３表は溶
接熱影響をシュミレートした試験材の切欠付サート試験
結果を示す。比較鋼階１〜隘３においては溶接熱影響部
（ピーク温度１３００℃：溶接ボンド部をシュミレート
、ピーク温度７８０℃：溶接ボンド部＋２龍母材側をシ
ュミレー日において粒界破面率が高く、特に６００°Ｃ
において粒界破面率が高く、この部分におけるクリープ
脆化とそれに起因する粒界割れが長時間使用中に生じる
危険性の高いことを示している。一方本発明鋼において
は、熱影響部の粒界破面率が６００℃の試験温度におい
ても低く、クリープ脆化、およびそれに起因する粒界割
れの危険性がないことを示している。尚、サート試験で
は、所定の切欠付試験片を用いて低歪速度（０，０００
５ｍｍ／ｍ１ｎ）で引張試験を行ったが、試験温度は６
００および７００℃とし、試験片がその温度に到達した
後直ちに試験を開始し、試験後得られた破面について倍
率×３０のＳＥＭ写真を撮影、プラニメータで測定した
面積の比から粒界破面率を算出したものである。
「発明の効果」
以上詳述したように、本発明の組成によるオーステナイ
ト系耐熱合金においては、高温で使用中にＮｉとの間に
化合物Ｔ′相を形成し熱影響部の粒内強度を上昇せしめ
粒界割れ感受性を高めるＴｉおよびＡｌの添加量を制限
し、一方クリープ強度を維持するのに効果のあるＮｂ、
およびＢを添加したことにより、特に優れた耐クリープ
脆化特性を有していることが確認された。然して本発明
になる耐熱合金は化学プラント、火力もしくは原子プラ
ント、ボイラー等において高温長時間に亘り使用される
ノズル部、反応管、配管、その他の部材として掻めて利
用価値の広いものであり、産業界に益する所が大きい。
ト系耐熱合金においては、高温で使用中にＮｉとの間に
化合物Ｔ′相を形成し熱影響部の粒内強度を上昇せしめ
粒界割れ感受性を高めるＴｉおよびＡｌの添加量を制限
し、一方クリープ強度を維持するのに効果のあるＮｂ、
およびＢを添加したことにより、特に優れた耐クリープ
脆化特性を有していることが確認された。然して本発明
になる耐熱合金は化学プラント、火力もしくは原子プラ
ント、ボイラー等において高温長時間に亘り使用される
ノズル部、反応管、配管、その他の部材として掻めて利
用価値の広いものであり、産業界に益する所が大きい。
出 願 人 日本鋼管株式会社
〃 石川島播磨重工業株式会社
発 明 者 渡 邊
元〃 中 川 大
隆〃 安 部 仲 継滝
沢 広 保
元〃 中 川 大
隆〃 安 部 仲 継滝
沢 広 保
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 重量％で Ｃ：０．０２〜０．１２％、Ｓｉ：０．２％以下、Ｍｎ
：２．０％以下、Ｎｉ：２８〜４０％、Ｃｒ：１５〜３
０％、Ｔｉ：０．０５〜０．４５％、Ａｌ：０．０５〜
０．４５％、Ｎｂ：０．００５〜０．２０％、Ｂ：０．
０００８〜０．０１％ を含み、残部はＦｅ及び不可避的不純物からなることを
特徴とするオーステナイト系耐熱合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7970087A JPS63247341A (ja) | 1987-04-02 | 1987-04-02 | オ−ステナイト系耐熱合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7970087A JPS63247341A (ja) | 1987-04-02 | 1987-04-02 | オ−ステナイト系耐熱合金 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS63247341A true JPS63247341A (ja) | 1988-10-14 |
Family
ID=13697484
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP7970087A Pending JPS63247341A (ja) | 1987-04-02 | 1987-04-02 | オ−ステナイト系耐熱合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS63247341A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH01111849A (ja) * | 1987-10-22 | 1989-04-28 | Sanyo Special Steel Co Ltd | 化学反応管用耐熱鋼 |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS57164971A (en) * | 1981-03-31 | 1982-10-09 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Austenite steel with superior strength at high temperature |
| JPS58110660A (ja) * | 1981-12-25 | 1983-07-01 | Hitachi Ltd | 石炭燃焼を含むプラント用ボイラチユ−ブ |
| JPS59136464A (ja) * | 1983-01-26 | 1984-08-06 | Hitachi Ltd | ボイラチユ−ブ |
-
1987
- 1987-04-02 JP JP7970087A patent/JPS63247341A/ja active Pending
Patent Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS57164971A (en) * | 1981-03-31 | 1982-10-09 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Austenite steel with superior strength at high temperature |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH01111849A (ja) * | 1987-10-22 | 1989-04-28 | Sanyo Special Steel Co Ltd | 化学反応管用耐熱鋼 |
| JPH0416540B2 (ja) * | 1987-10-22 | 1992-03-24 | Sanyo Tokushu Seiko Kk |
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