JPWO2011089998A1 - 高温用フェライト系ステンレス鋼 - Google Patents
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Abstract
475℃付近で長時間にわたり使用できるフェライト系ステンレス鋼を提供する。本発明によれば、12.0〜20.0原子%のCrと、5.0〜20.0原子%のAlとを含有し、残部がFe成分からなり、前記Cr及びAlの含有量が図8に示す点A(Cr:12原子%,Al:5原子%)、点B(Cr:15原子%,Al:10.5原子%)、点C(Cr:17原子%,Al:12原子%)、点D(Cr:20原子%,Al:13原子%)、点F(Cr:20原子%,Al:20原子%)、点G(Cr:12原子%,Al:20原子%)で囲まれる範囲内にある高温用フェライト系ステンレス鋼が提供される。
Description
この発明は、高温用フェライト系ステンレス鋼に関し、特に、475℃脆性が抑制されたフェライト系ステンレス鋼に関する。
フェライト系ステンレス鋼は、ステンレス鋼のなかでも、加工性(例えば、冷間加工性)や耐食性に優れる鋼として知られ、また、Ni等の高価な元素をほとんど含まない安価な鋼としても知られている。このため、化学プラントや原子力プラントをはじめ、自動車(特に排気系)、家庭電気製品、建築内装、厨房などの幅広い分野で使用されている。例えば、石油精製や石油化学工業では、高温における構造部材の耐食性及び強度への要求が高まり、水素化脱硫装置などの装置へのフェライト系ステンレス鋼の適用が増えている。また、軽水炉プラントでは、高温での水中における腐食性が求められ、蒸気発生器などの部材にフェライト系ステンレス鋼が適用されている。
しかし、このフェライト系ステンレス鋼は、上記のような優れた特性をもち幅広い用途がある一方、475℃脆性をもつことが知られている。この475℃脆性は、12%以上のCr鋼を280〜540℃に長時間熱処理した場合に現れる脆化現象であり、上記温度領域内の温度でフェライト系ステンレス鋼を熱処理すると、常温での硬度、強度が上昇し、延性、靭性が低下する(例えば、非特許文献1参照)。
このため、上記温度領域内の温度で使用されるとともに靭性が求められる機械構造物の分野(例えば、上記の石油精製や石油化学工業、軽水炉プラント)では、フェライト系ステンレス鋼の475℃脆性が改善されることが望まれている。このような背景から、様々な改良が試みられている。例えば、この475℃脆性を抑制するための添加合金元素が探索されている。また、超高純度Cr、超高純度Feを原材料として高Crフェライト系鉄合金を溶解、製造するに当たり、耐火性るつぼ下部に高融点の超高純度Cr、その超高純度Crの上部に低融点の超高純度Feの順で装入し、その後の溶解を、まず上部の低融点金属、次いで下部の高融点金属の順で行うことにより、Crを13〜3mass%かつ製品板厚との関係で所定式を満たして含有する高Crフェライト系鉄合金の製造方法が提案されている(例えば、特許文献1)。この製造方法で製造された高Crフェライト系鉄合金は、極厚でもσ脆化や475℃脆性を示すことがなく、靭性にも優れると報告されている。
ステンレス鋼便覧P104
しかし、従来のフェライト系ステンレス鋼は、その475℃脆性の抑制が十分でない。このため、フェライト系ステンレス鋼の475℃脆性をさらに抑制することが望まれている。例えば、上記の機械構造物の分野では、そのほとんどの場合で、フェライト系ステンレス鋼を使用するにあたり、上記温度領域内の温度で長時間にわたる使用を制限している。このような状況から、475℃付近の温度で長時間にわたり使用できるフェライト系ステンレス鋼について、さらなる開発が望まれている。
この発明は、係る事情を鑑みてなされたものであり、従来脆性が生じるとされる高温域で長時間にわたり使用できるフェライト系ステンレス鋼を提供するものである。
この発明によれば、12.0〜20.0原子%のCrと、5.0〜20.0原子%のAlとを含有し、残部がFe成分からなり、前記Cr及びAlの含有量が図8に示す点A(Cr:12原子%,Al:5原子%)、点B(Cr:15原子%,Al:10.5原子%)、点C(Cr:17原子%,Al:12原子%)、点D(Cr:20原子%,Al:13原子%)、点F(Cr:20原子%,Al:20原子%)、点G(Cr:12原子%,Al:20原子%)で囲まれる範囲内にあることを特徴とする高温用フェライト系ステンレス鋼が提供される。
475℃脆性の原因は、FeとCrの相分離とされているが、この発明の発明者らは、これを抑制する可能性のある元素としてフェライト系ステンレス鋼に多量に固溶するAlに着目し、このAl及びCrの含有量と475℃脆性との関係について鋭意研究を行った。その結果、12.0〜20.0原子%のCrと、5.0〜20.0原子%のAlとを含有し、残部はFe成分からなるフェライト系ステンレス鋼が475℃付近で長時間にわたり使用できることを見出し、この発明の完成に至った。
この発明のフェライト系ステンレス鋼は、475℃付近の高温で長時間にわたり475℃脆性を抑制できる。このため、この発明のフェライト系ステンレス鋼は、475℃付近の高温で長時間にわたり使用され、かつ靭性が求められる機械構造物に適する。また、この発明のフェライト系ステンレス鋼はCrを多く含むので耐食性に優れる。したがって、475℃付近で長時間にわたり使用される化学プラント設備や原子力発電設備に適する。
従来のフェライト系ステンレス鋼は475℃脆性を示し、このため、475℃付近の高温で使用される機械構造物には、価格面等で劣るオーステナイト系ステンレス鋼が用いられていた。しかし、この発明によれば、価格面のみならず、靭性、加工性(例えば、冷間加工性、成形性、溶接性)に優れるフェライト系ステンレス鋼を475℃付近の高温で使用される機械構造物に適用できる。
この発明のフェライト系ステンレス鋼は、475℃付近の高温で長時間にわたり475℃脆性を抑制できる。このため、この発明のフェライト系ステンレス鋼は、475℃付近の高温で長時間にわたり使用され、かつ靭性が求められる機械構造物に適する。また、この発明のフェライト系ステンレス鋼はCrを多く含むので耐食性に優れる。したがって、475℃付近で長時間にわたり使用される化学プラント設備や原子力発電設備に適する。
従来のフェライト系ステンレス鋼は475℃脆性を示し、このため、475℃付近の高温で使用される機械構造物には、価格面等で劣るオーステナイト系ステンレス鋼が用いられていた。しかし、この発明によれば、価格面のみならず、靭性、加工性(例えば、冷間加工性、成形性、溶接性)に優れるフェライト系ステンレス鋼を475℃付近の高温で使用される機械構造物に適用できる。
この発明の高温用フェライト系ステンレス鋼は、12.0〜20.0原子%のCrと、5.0〜20.0原子%のAlとを含有し、残部がFe成分からなり、前記Cr及びAlの含有量が図8に示す点A(Cr:12原子%,Al:5原子%)、点B(Cr:15原子%,Al:10.5原子%)、点C(Cr:17原子%,Al:12原子%)、点D(Cr:20原子%,Al:13原子%)、点F(Cr:20原子%,Al:20原子%)、点G(Cr:12原子%,Al:20原子%)で囲まれる範囲内にあることを特徴とする。
まず、この発明の種々の実施形態を例示する。なお、この明細書において、「〜」は、端の点を含む。
まず、この発明の種々の実施形態を例示する。なお、この明細書において、「〜」は、端の点を含む。
この発明の高温用フェライト系ステンレス鋼は、その実施形態において、12.0〜20.0原子%のCrと、5.0〜18.0原子%のAlとを含有し、残部がFe成分からなることが好ましい。つまり、前記Cr及びAlの含有量が図8に示す点A(Cr:12原子%,Al:5原子%)、点B(Cr:15原子%,Al:10.5原子%)、点C(Cr:17原子%,Al:12原子%)、点D(Cr:20原子%,Al:13原子%)、点E(Cr:20原子%,Al:18原子%)、点H(Cr:12原子%,Al:18原子%)で囲まれる範囲内にあることが好ましい。
ここで、この明細書において、Fe成分とは、Fe及び不可避的不純物を意味する。
ここで、この明細書において、Fe成分とは、Fe及び不可避的不純物を意味する。
この発明の高温用フェライト系ステンレス鋼は、その実施形態において、475℃,1000時間の熱処理前後でのビッカース硬さの変動が50Hv以内であることがより好ましい。例えば、前記Cr及びAlの含有量が図8に示す点A(Cr:12原子%,Al:5原子%)、点B(Cr:15原子%,Al:10.5原子%)、点C(Cr:17原子%,Al:13原子%)、点D(Cr:20原子%,Al:14原子%)以下の組成領域(すなわち、図8における、線ABCDよりも下方又は右方の組成領域)にある組成のフェライト系ステンレス鋼がこれに含まれる。
ここで、上記「ビッカース硬さ」の変動は、前記熱処理前のビッカース硬さと前記熱処理後のビッカース硬さを常温で測定するとよい。
ここで、上記「ビッカース硬さ」の変動は、前記熱処理前のビッカース硬さと前記熱処理後のビッカース硬さを常温で測定するとよい。
この発明の高温用フェライト系ステンレス鋼は、その実施形態において、より好ましくは280℃〜540℃の高温で用いることができる。一般にフェライト系ステンレス鋼は475℃付近の温度で加熱されると(但し加熱後徐冷)、475℃脆性を示す。このとき、常温での硬度の上昇(加熱前後における硬度(常温値)の変動)は、約475℃で極大値をとる。このため、475℃の熱処理に対する、フェライト系ステンレス鋼の475℃脆性を抑制できれば、この周辺温度でフェライト系ステンレス鋼の475℃脆性を抑制できる。高温ガス設備分野では、フェライト系ステンレス鋼の475℃脆性が280℃〜540℃の加熱で生じるとされているので、この発明の高温用フェライト系ステンレス鋼は、280℃〜540℃において特にその長所を発揮する。
また、この発明の高温用フェライト系ステンレス鋼は、その実施形態において、その他の温度(例えば、280℃以下や540℃以上)で用いることができるが、耐食性等を考慮すると、475℃脆性が問題となる100℃〜300℃で用いてもよい。このため、この発明の高温用フェライト系ステンレス鋼は、その実施形態において、好ましくは100℃〜540℃(より好ましくは280℃〜540℃)の高温で用いることができる。
また、この発明の高温用フェライト系ステンレス鋼は、その実施形態において、その他の温度(例えば、280℃以下や540℃以上)で用いることができるが、耐食性等を考慮すると、475℃脆性が問題となる100℃〜300℃で用いてもよい。このため、この発明の高温用フェライト系ステンレス鋼は、その実施形態において、好ましくは100℃〜540℃(より好ましくは280℃〜540℃)の高温で用いることができる。
この発明の実施形態に係る高温用フェライト系ステンレス鋼は、その実施形態において、化学プラント設備用のフェライト系ステンレス鋼であってもよいし、また、原子力発電設備用のフェライト系ステンレス鋼であってもよい。これらの設備に使用される金属材料は、耐食性が求められるとともに長時間にわたり475℃付近の高温にさらされる。このため、この発明の高温用フェライト系ステンレス鋼がこれらの設備の材料に適している。例えば、石油精製や石油化学工業の設備(常圧原油蒸留装置や水素化脱硫装置などの装置、機械構造物(ボルトやナット等の連結要素、管や弁等の流体要素など。部品を含む))や軽水炉プラントの設備(蒸気発生器などの機器、機械構造物(連結要素、流体要素等)。具体的には、伝熱管の防振金具等)に用いるとよい。また、化学分野の設備(例えば、320℃〜540℃の流体(液体又は気体等)を流す配管)の材料、インターナル材に用いてもよい。
この発明の高温用フェライト系ステンレス鋼は、その実施形態において、実質的にFe成分,Cr,Alのみから構成されてもよく、これ以外の不純物を含んでもよい。例えば、0.0〜1.0原子%のC、0.0〜2.0原子%のMn、0.0〜4.0原子%のSi、の少なくとも1つ以上の元素をさらに含有してもよい。これらC,Mn及びSiが合計で0.0〜7.0原子%含有されてもよい。
また、12.0〜20.0原子%のCrと、5.0〜20.0原子%のAlとを含有し、残部がFe成分からなる合計100原子%の組成の合計重量に対して、不純物として0.0〜0.1重量%のP、0.0〜0.1重量%のS、の少なくとも1つ以上の元素をさらに含有してもよい。
また、この発明の高温用フェライト系ステンレス鋼は、0.0〜1.0原子%のCが含まれる場合、0.0〜1.0原子%のTiをさらに含有してもよい。例えば、0.05原子%のTiをさらに含有してもよい。これにより、微量な炭素を安定化させることができる。
また、12.0〜20.0原子%のCrと、5.0〜20.0原子%のAlとを含有し、残部がFe成分からなる合計100原子%の組成の合計重量に対して、不純物として0.0〜0.1重量%のP、0.0〜0.1重量%のS、の少なくとも1つ以上の元素をさらに含有してもよい。
また、この発明の高温用フェライト系ステンレス鋼は、0.0〜1.0原子%のCが含まれる場合、0.0〜1.0原子%のTiをさらに含有してもよい。例えば、0.05原子%のTiをさらに含有してもよい。これにより、微量な炭素を安定化させることができる。
また、この発明は、12.0〜20.0原子%のCrと、5.0〜20.0原子%のAlとを含有し、残部がFe成分からなり、前記Cr及びAlの含有量が図8に示す点A(Cr:12原子%,Al:5原子%)、点B(Cr:15原子%,Al:10.5原子%)、点C(Cr:17原子%,Al:12原子%)、点D(Cr:20原子%,Al:13原子%)、点F(Cr:20原子%,Al:20原子%)、点G(Cr:12原子%,Al:20原子%)で囲まれる範囲内にあることを特徴とする475℃脆性が抑制されたフェライト系ステンレス鋼も提供する。
なお、この発明の高温用フェライト系ステンレス鋼は、上記で説明した実施形態であってもよい。
なお、この発明の高温用フェライト系ステンレス鋼は、上記で説明した実施形態であってもよい。
また、他の観点によれば、この発明は、上記高温用フェライト系ステンレス鋼で形成された化学プラント設備用機械構造物であってもよいし、上記高温用フェライト系ステンレス鋼で形成された原子力発電設備用機械構造物であってもよい。また、上記高温用フェライト系ステンレス鋼で形成された高温用機械構造物(好ましくは100℃〜540℃の温度で使用され、より好ましくは280℃〜540℃で使用される機械構造物)であってもよい。
また、他の観点によれば、この発明は、12.0〜20.0原子%のCrと、5.0〜20.0原子%のAlとを含有し、残部がFe成分からなり、前記Cr及びAlの含有量が図8に示す点A(Cr:12原子%,Al:5原子%)、点B(Cr:15原子%,Al:10.5原子%)、点C(Cr:17原子%,Al:12原子%)、点D(Cr:20原子%,Al:13原子%)、点F(Cr:20原子%,Al:20原子%)、点G(Cr:12原子%,Al:20原子%)で囲まれる範囲内にあるフェライト系ステンレス鋼を高温で使用される機械構造物に用いる、475℃脆性を抑制するための方法を提供する。
この発明によれば、475℃脆性によらず、高温で機械構造物を長時間使用できる方法が提供される。
従来、このような温度で使用される機械構造物には、価格面等で劣るオーステナイト系ステンレス鋼が用いられていたが、この発明によれば、上記範囲内にあるフェライト系ステンレス鋼を用いることにより、価格面のみならず、靭性、成形性、溶接性に優れる材料を用いた方法が提供される。
この発明によれば、475℃脆性によらず、高温で機械構造物を長時間使用できる方法が提供される。
従来、このような温度で使用される機械構造物には、価格面等で劣るオーステナイト系ステンレス鋼が用いられていたが、この発明によれば、上記範囲内にあるフェライト系ステンレス鋼を用いることにより、価格面のみならず、靭性、成形性、溶接性に優れる材料を用いた方法が提供される。
この発明の耐熱方法は、その実施形態において、上記範囲内にあるフェライト系ステンレス鋼を好ましくは100℃〜540℃の高温、より好ましくは280℃〜540℃の高温で使用される機械構造物に用いる。
また、その実施形態において、上記範囲内にあるフェライト系ステンレス鋼が、12.0〜20.0原子%のCrと、5.0〜18.0原子%のAlとを含有し、残部がFe成分からなることが好ましい。
また、その実施形態において、上記範囲内にあるフェライト系ステンレス鋼が、475℃,1000時間の熱処理前後でのビッカース硬さの変動が50Hv以内であることがより好ましい。
また、上記で説明した内容から明らかなように、この発明の実施形態において、上記範囲内にあるフェライト系ステンレス鋼を化学プラント設備用機械構造物に用いる475℃脆性が抑制するための方法や上記範囲内にあるフェライト系ステンレス鋼を原子力発電設備用の設備用機械構造物に用いる475℃脆性が抑制するための方法であってもよい。
また、その実施形態において、上記範囲内にあるフェライト系ステンレス鋼が、12.0〜20.0原子%のCrと、5.0〜18.0原子%のAlとを含有し、残部がFe成分からなることが好ましい。
また、その実施形態において、上記範囲内にあるフェライト系ステンレス鋼が、475℃,1000時間の熱処理前後でのビッカース硬さの変動が50Hv以内であることがより好ましい。
また、上記で説明した内容から明らかなように、この発明の実施形態において、上記範囲内にあるフェライト系ステンレス鋼を化学プラント設備用機械構造物に用いる475℃脆性が抑制するための方法や上記範囲内にあるフェライト系ステンレス鋼を原子力発電設備用の設備用機械構造物に用いる475℃脆性が抑制するための方法であってもよい。
なお、他の観点によれば、この発明は、12.0〜20.0原子%のCrと、5.0〜20.0原子%のAlとを含有し、残部がFe成分からなり、前記Cr及びAlの含有量が図8に示す点A(Cr:12原子%,Al:5原子%)、点B(Cr:15原子%,Al:10.5原子%)、点C(Cr:17原子%,Al:12原子%)、点D(Cr:20原子%,Al:13原子%)、点F(Cr:20原子%,Al:20原子%)、点G(Cr:12原子%,Al:20原子%)で囲まれる範囲内にあるフェライト系ステンレス鋼の高温用(例えば、100℃〜540℃)機械構造物への使用を提供する。
また、他の観点によれば、この発明は、化学プラント設備用機械構造物を上記高温用フェライト系ステンレス鋼で形成する化学プラント設備用機械構造物の製造方法を提供する。また、原子力発電設備用機械構造物を上記高温用フェライト系ステンレス鋼で形成する原子力発電設備用の製造方法を提供する。これら機械構造物は、好ましくは、100℃〜540℃の温度で使用され、より好ましくは、280℃〜540℃で使用される。
ここで、これらフェライト系ステンレス鋼は、上記範囲内の組成となるように、Cr、Al、Fe成分を溶解し、凝固させることにより製造できる。
なお、ここで示した種々の実施形態は、互いに組み合わせることができる。
なお、ここで示した種々の実施形態は、互いに組み合わせることができる。
次に、一実施形態に係る各元素について説明する。
Feの含有量は、例えば、58〜78原子%であり、好ましくは、62〜78原子%である。Feの具体的な含有量は、例えば、58,60,62,65,70,75,78原子%である。Feの含有量の範囲は、ここで例示した数値の何れか2つの間であってもよい。
Feの含有量は、例えば、58〜78原子%であり、好ましくは、62〜78原子%である。Feの具体的な含有量は、例えば、58,60,62,65,70,75,78原子%である。Feの含有量の範囲は、ここで例示した数値の何れか2つの間であってもよい。
Crは耐食性を確保するために必要な元素である。Crの含有量は475℃脆性を抑えるため、12.0〜20.0原子%である。Crの具体的な含有量は、例えば、12.0,12.5,13.0,13.5,14.0,14.5,15.0,15.5,16.0,16.5,17.0,17.5,18.0,18.5,19.5又は20.0原子%である。Crの含有量の範囲は、ここで例示した数値の何れか2つの間であってもよい。
Alは、Crと同様に耐食性を確保するために必要な元素である。Alの含有量は、475℃脆性を抑えるため、5.0〜20.0原子%であり、好ましくは、5.0〜18.0原子%である。Alの具体的な含有量は、例えば、5.0,5.5,6.0,6.5,7.0,7.5,8.0,8.5,9.0,9.5,10.0,10.5,11.0,11.5,12.0,12.5,13.0,13.5,14.0,14.5,15.0,15.5,16.0,16.5,17.0,17.5,18.0,18.5,19.5又は20.0原子%である。Alの含有量の範囲は、ここで例示した数値の何れか2つの間であってもよい。
上記各元素の含有量は、Fe,Cr,Al及び不可避的不純物の含有量の合計が100原子%になるように適宜調整される。
この発明の実施形態に係る高温用フェライト系ステンレス鋼は、例えば、表1〜2に示す組成である。
次に、効果実証実験について説明する。
(実証実験1)
表3に示した3種類の材料を用意し、これらの材料を固相拡散対法にて接合すると共にフェライト母相中にCrとAlの連続的な濃度勾配を導入し、約8mmの直径の試料を作成した。接合(熱処理)条件は1200℃で20時間とした。
なお、Tiは、これらの材料に含まれる微量な炭素を安定化させるため添加した。
(表3において、Tiは、Fe,Cr,Alの合計に対する添加量を示している。材料の純鉄には微量の炭素が含まれることは周知であり、これを安定化させるためにTiを添加している。)
(実証実験1)
表3に示した3種類の材料を用意し、これらの材料を固相拡散対法にて接合すると共にフェライト母相中にCrとAlの連続的な濃度勾配を導入し、約8mmの直径の試料を作成した。接合(熱処理)条件は1200℃で20時間とした。
なお、Tiは、これらの材料に含まれる微量な炭素を安定化させるため添加した。
(表3において、Tiは、Fe,Cr,Alの合計に対する添加量を示している。材料の純鉄には微量の炭素が含まれることは周知であり、これを安定化させるためにTiを添加している。)
まず、上記の炉冷後の試料を表1の材料の接合面に対してほぼ垂直に切断し、エネルギー分散型X線検出器(EDS)を用いて、その切断面の元素分析を行った。このとき、接合の境界部分を含むようにして、切断面の線分析を行った。各元素濃度の定量化においては、予め組成が既知の試料を用いて標準分析を行い、X線のカウント数と各元素の濃度を関係づける検量線を作成した。
図1にその結果を示す。図1は試料の断面写真に元素マッピングで測定したCr濃度とAl濃度(原子%)の等高線を重ねて表示した図である。
図1を参照すると、接合されたFe−Al合金から他の材料(Fe−Cr,Fe)との接合の境界部分に向かって、Al含有量が連続的に変化していることがわかる。また、Fe−Cr合金についても同様にCr含有量が連続的に変化していることがわかる。この試料は、その内部(接合の境界部分付近)で組成が連続して変化していることが図1から理解できる。
図1を参照すると、接合されたFe−Al合金から他の材料(Fe−Cr,Fe)との接合の境界部分に向かって、Al含有量が連続的に変化していることがわかる。また、Fe−Cr合金についても同様にCr含有量が連続的に変化していることがわかる。この試料は、その内部(接合の境界部分付近)で組成が連続して変化していることが図1から理解できる。
また、上記の炉冷後の試料の切断面について、接合の境界部分を含むように、複数の位置(約60箇所)でビッカース硬さを測定した。その後、この試料について475℃で1000時間の熱処理を行い、熱処理された試料の断面について、上記と同様に、元素分析とビッカース硬度測定を行った。そして、ビッカース硬さを測定した各位置が元素マッピングでどの位置に対応するのかを特定し、合金の組成とビッカース硬さとの関係を解析した。熱処理前後におけるビッカース硬さの変動を測定、解析することにより、475℃脆性を評価した。なお、ビッカース硬さの測定は、荷重(試験力)50g(490mN)、保持時間は20sとした(室温約25℃で測定した)。
図2及び図3にその結果を示す。図2は、上記熱処理前における各組成に対するビッカース硬さの分布を示す状態図(三角図表)である。また、図3は、上記熱処理後における各組成に対するビッカース硬さの分布を示す状態図(三角図表)である。これらの図において、状態図(三角図表)の底辺の軸が合金のAlの含有量(at%)を示し、状態図(三角図表)の左辺の軸が合金のCrの含有量(at%)を示している。図2及び図3における点と数値は、その点の組成のビッカース硬さを示している。
図2及び図3を参照すると、475℃の上記熱処理により、ビッカース硬さが変動し475℃脆性を示す領域が多いことがわかる。一方、Crを比較的多く含有しているにもかかわらず、ビッカース硬さがほとんど変動せず475℃脆性を示さない領域が図1及び2の中央付近にあることもわかる。
図2及び図3を参照すると、475℃の上記熱処理により、ビッカース硬さが変動し475℃脆性を示す領域が多いことがわかる。一方、Crを比較的多く含有しているにもかかわらず、ビッカース硬さがほとんど変動せず475℃脆性を示さない領域が図1及び2の中央付近にあることもわかる。
図4及び図5に、上記ビッカース硬さの変動を解析した結果を示す。図4は、横軸に合金のCr含有量(at%)、縦軸にビッカース硬さ(Hv)をとり、Alを含有しない組成について、Cr含有量と上記熱処理前後のビッカース硬さとの関係を示したものである。図5は、横軸に合金のAl含有量(at%)、縦軸にビッカース硬さの変動量(ΔHv)をとり、Crを含有する組成について、Al含有量と上記熱処理によるビッカース硬さの変動との関係を示したものである。
なお、図4は、上記熱処理前及び上記熱処理後のデータをプロットしている。また、図5は、Fe−25Cr,Fe−20Cr,Fe−17.5Cr,Fe−15Cr,Fe−12.5Crの各組成について、プロットしている。
なお、図4は、上記熱処理前及び上記熱処理後のデータをプロットしている。また、図5は、Fe−25Cr,Fe−20Cr,Fe−17.5Cr,Fe−15Cr,Fe−12.5Crの各組成について、プロットしている。
図4を参照すると、Alを含有しないFe−Cr合金は、Cr含有量が12.0at%より少ない場合、475℃の上記熱処理によってビッカース硬さがほとんど変動しないことがわかる。つまり、この場合におけるFe−Cr合金は475℃脆性を示さないことがわかる。475℃脆性はFe濃度が高いフェライト相(α相)とCr濃度が高いフェライト相(α'相)との2相に分離することに起因すると従来から考えられているので、この結果はこの考えと一致する。しかし、耐食性が求められるとともに靭性が求められる機械構造物の分野でこの材料を使用することを前提とすると、Cr含有量が少ないので耐食性が十分でなく適切でないと推察される。
一方、Cr含有量が12.0at%より多くなると、ビッカース硬さが変動し、この場合のFe−Cr合金は475℃脆性を示すことがわかる。
これらの結果から、Alを含有しないFe−Cr合金は、ステンレス鋼の特性である耐食性を十分に示しかつ475℃脆性を示さない組成がないことが理解できる。
一方、Cr含有量が12.0at%より多くなると、ビッカース硬さが変動し、この場合のFe−Cr合金は475℃脆性を示すことがわかる。
これらの結果から、Alを含有しないFe−Cr合金は、ステンレス鋼の特性である耐食性を十分に示しかつ475℃脆性を示さない組成がないことが理解できる。
次に、図5を参照すると、Alを含有するFe−Cr合金は、Cr含有量が12.5at%の場合でAl含有量が10at%以上のとき、ビッカース硬さの変動量(ΔHv)が急に小さくなっていることがわかる。また、Cr含有量が15.0at%の場合でAl含有量が11at%以上のときも、ビッカース硬さの変動量が急に小さくなっていることがわかる。
一方、Cr含有量が17.5at%以上(図5に示すFe−25Cr,Fe−20Cr,Fe−17.5Cr)の場合、Al含有量を12at%まで添加しても、ビッカース硬さの変動量はあまり変化せず大きい値のままであることがわかる。つまり、475℃脆性が抑えられていないことがわかる。
また、Cr含有量が12.5at%の場合でAl含有量が5at%以上、及びCr含有量が15.0at%の場合でAl含有量11at%以上のとき、ビッカース硬さの変動量(ΔHv)が50以下となることがわかる。
一方、Cr含有量が17.5at%以上(図5に示すFe−25Cr,Fe−20Cr,Fe−17.5Cr)の場合、Al含有量を12at%まで添加しても、ビッカース硬さの変動量はあまり変化せず大きい値のままであることがわかる。つまり、475℃脆性が抑えられていないことがわかる。
また、Cr含有量が12.5at%の場合でAl含有量が5at%以上、及びCr含有量が15.0at%の場合でAl含有量11at%以上のとき、ビッカース硬さの変動量(ΔHv)が50以下となることがわかる。
以上から、Crのほか、Alを含有させることで、475℃熱処理によるフェライト系ステンレス鋼のビッカース硬さの変動を小さくできることが理解できる。ここで説明したAlを含有するFe−Cr合金は、Cr含有量が15at%を超え、かつAl含有量が12at%を超える組成について調査をしていない。このため、Cr含有量が15at%を超える場合に、さらにAl含有量が増加すると、ビッカース硬さの変動がどのように変化するのか、さらに実験を行った。
(実証実験2)
表4に示す4種類の合金組成となるように、Fe,Cr,Al及びTiを秤量し、これらを溶解、鋳造して試料を作成した。そして、実証実験1と同様に、まず1200℃で20時間の熱処理を行い、次いで、475℃で1000時間の熱処理を行った。この475℃の熱処理の前後でビッカース硬さを測定し、475℃の熱処理前後におけるビッカース硬さの変動を測定、解析することにより、475℃脆性を評価した。ビッカース硬さの測定の条件は、荷重(試験力)50g(490mN)、保持時間は20sとした(室温約25℃で測定した)。
なお、試料について、Tiは、実証実験1と同様にこれらの材料に含まれる微量な炭素を安定化させるため添加した。(表4では、Fe,Cr,Al及びTiの合計が100%となるように記載している。)
表4に示す4種類の合金組成となるように、Fe,Cr,Al及びTiを秤量し、これらを溶解、鋳造して試料を作成した。そして、実証実験1と同様に、まず1200℃で20時間の熱処理を行い、次いで、475℃で1000時間の熱処理を行った。この475℃の熱処理の前後でビッカース硬さを測定し、475℃の熱処理前後におけるビッカース硬さの変動を測定、解析することにより、475℃脆性を評価した。ビッカース硬さの測定の条件は、荷重(試験力)50g(490mN)、保持時間は20sとした(室温約25℃で測定した)。
なお、試料について、Tiは、実証実験1と同様にこれらの材料に含まれる微量な炭素を安定化させるため添加した。(表4では、Fe,Cr,Al及びTiの合計が100%となるように記載している。)
図6に、上記ビッカース硬さの変動を解析した結果を示す。図6は、横軸に合金のAl含有量(at%)、縦軸にビッカース硬さ(Hv)をとり、表2に示す組成の試料について、Al含有量と上記熱処理前後のビッカース硬さとの関係を示したものである。
図6を参照すると、Cr含有量が17.0at%であるFe−Cr合金は、Al含有量が8at%までの場合、上記熱処理前後でビッカース硬さが大きく変動するものの、Al含有量が14at%以上になると、上記熱処理前後でビッカース硬さがあまり変動しないことがわかる。つまり、Cr含有量が17.0at%の場合、Alを14at%以上含有させると、475℃脆性を抑制できることが理解できる。
図6を参照すると、Cr含有量が17.0at%であるFe−Cr合金は、Al含有量が8at%までの場合、上記熱処理前後でビッカース硬さが大きく変動するものの、Al含有量が14at%以上になると、上記熱処理前後でビッカース硬さがあまり変動しないことがわかる。つまり、Cr含有量が17.0at%の場合、Alを14at%以上含有させると、475℃脆性を抑制できることが理解できる。
以上の実証実験の結果を状態図にまとめ、ビッカース硬さの変動が小さく475℃脆性がほとんど現れない領域がないか、解析をした。
図7及び図8に、上記ビッカース硬さの変動を解析した結果を示す。図7は、各組成に対する上記熱処理によるビッカース硬さの変動を示す状態図(三角図表)である。図8は、475℃脆性を抑制できる、好ましい組成領域を示す図である。なお、図7及び図8は、図2及び図3と同様に、状態図(三角図表)の底辺の軸が合金のAlの含有量(at%)を示し、状態図(三角図表)の左辺の軸が合金のCrの含有量(at%)を示している。図7における点と数値は、その点の組成における、熱処理前のビッカース硬さと熱処理後のそれとの差分(ビッカース硬さの変動ΔHv)を示している。
図7及び図8に、上記ビッカース硬さの変動を解析した結果を示す。図7は、各組成に対する上記熱処理によるビッカース硬さの変動を示す状態図(三角図表)である。図8は、475℃脆性を抑制できる、好ましい組成領域を示す図である。なお、図7及び図8は、図2及び図3と同様に、状態図(三角図表)の底辺の軸が合金のAlの含有量(at%)を示し、状態図(三角図表)の左辺の軸が合金のCrの含有量(at%)を示している。図7における点と数値は、その点の組成における、熱処理前のビッカース硬さと熱処理後のそれとの差分(ビッカース硬さの変動ΔHv)を示している。
図7を参照すると、ビッカース硬さの変動が極めて小さい組成領域があることが理解できる。図7に示す曲線Xより下側(曲線状を含む)で、ビッカース硬さの変動が極めて小さいことがわかる。この曲線は、ビッカース硬さの変動がΔHv=50となる組成の点を結んだ軌跡を状態図上に描画したものであり、実験値から求めたものである。
次に、図8を参照すると、図7のビッカース硬さの変動が極めて小さい領域は、曲線Xを線形的に近似した直線AB,BC及びCDを境界とする領域で表示できることがわかる。一方、Crの含有量が12at%以下の場合、Alの含有に関係なく475℃脆性がほとんど現れないものの、耐食性があまり好ましくない(ステンレス鋼として好ましくないため)。また、Crの含有量が20at%より多い場合やAlの含有量が20at%より多い場合、加工性(例えば、熱間加工性)があまり好ましくない。このため、化学プラント設備等の機械構造物に用いるフェライト系ステンレス鋼として好ましい領域を考えると、これらの好ましくない領域を除いた、Q領域内のCr及びAlの含有量を示す組成領域が、ビッカース硬さの変動が極めて小さく、かつ化学プラント設備等の機械構造物の材料として好ましい組成領域であるといえる。ここで、領域Qは、点A(12Cr−5Al)、点B(15Cr−10.5Al)、点C(17Cr−12Al)、点D(20Cr−13Al)、点F(20Cr−20Al)、点G(12Cr−20Al)で囲まれる範囲内の領域である。
また、Alの含有量が18at%以下の場合には、比較的好ましい加工性(例えば、熱間加工性)を示すため、P領域内の組成領域が化学プラント設備等の機械構造物に用いるフェライト系ステンレス鋼として、より好ましい組成領域といえる。ここで、P領域は、点A(12Cr−5Al)、点B(15Cr−10.5Al)、点C(17Cr−12Al)、点D(20Cr−13Al)、点E(20Cr−18Al)、点H(12Cr−18Al)で囲まれる範囲内の領域である。
なお、図5〜図8で示した組成のうち、ビッカース硬さの変動(ΔHv)が50以内である組成(実験値)を表5に示す。
(表5において、Tiは、Fe,Cr,Alの合計に対する添加量を示している。)
また、Alの含有量が18at%以下の場合には、比較的好ましい加工性(例えば、熱間加工性)を示すため、P領域内の組成領域が化学プラント設備等の機械構造物に用いるフェライト系ステンレス鋼として、より好ましい組成領域といえる。ここで、P領域は、点A(12Cr−5Al)、点B(15Cr−10.5Al)、点C(17Cr−12Al)、点D(20Cr−13Al)、点E(20Cr−18Al)、点H(12Cr−18Al)で囲まれる範囲内の領域である。
なお、図5〜図8で示した組成のうち、ビッカース硬さの変動(ΔHv)が50以内である組成(実験値)を表5に示す。
(表5において、Tiは、Fe,Cr,Alの合計に対する添加量を示している。)
以上の試験結果からわかるように、12.0〜20.0原子%のCrと、5.0〜20.0原子%のAlとを含有するフェライト系ステンレス鋼は、475℃で1000時間の熱処理を行ってもビッカース硬さの変動が小さく、475℃脆性を抑制できる。このため、このフェライト系ステンレス鋼は、靭性が求められる分野であっても475℃付近の高温で長時間にわたり使用できる。また、Crの含有量が多いので、このフェライト系ステンレス鋼は耐食性にも優れる。したがって、475℃付近で長時間にわたり使用される化学プラント設備や原子力発電設備に適している。
この発明のフェライト系ステンレス鋼は、475℃付近の高温で長時間にわたり使用され、かつ靭性が求められる機械構造物に適用できる。また、耐食性が求められる機械構造物にも適用できる。例えば、石油精製や石油化学工業の設備(常圧原油蒸留装置や水素化脱硫装置などの装置、機械構造物(部材、配管等))、軽水炉プラントの設備(蒸気発生器などの機器、機械構造物(ボルトやナット等の連結要素、管や弁等の流体要素など。部品を含む)。具体的には、伝熱管の防振金具等)の材料として利用できる。また、化学分野の設備(例えば、320℃〜540℃の流体(液体又は気体等)を流す配管)の材料、又はインターナル材に適用できる。
Claims (9)
- 12.0〜20.0原子%のCrと、5.0〜20.0原子%のAlとを含有し、残部がFe成分からなり、
前記Cr及びAlの含有量が図8に示す点A(Cr:12原子%,Al:5原子%)、点B(Cr:15原子%,Al:10.5原子%)、点C(Cr:17原子%,Al:12原子%)、点D(Cr:20原子%,Al:13原子%)、点F(Cr:20原子%,Al:20原子%)、点G(Cr:12原子%,Al:20原子%)で囲まれる範囲内にあることを特徴とする高温用フェライト系ステンレス鋼。 - 12.0〜20.0原子%のCrと、5.0〜18.0原子%のAlとを含有し、残部がFe成分からなる請求項1に記載の高温用フェライト系ステンレス鋼。
- 475℃,1000時間の熱処理前後でのビッカース硬さの変動が50Hv以内である請求項1又は2に記載の高温用フェライト系ステンレス鋼。
- 前記高温が100℃〜540℃である請求項1〜3のいずれか1つに記載の高温用フェライト系ステンレス鋼。
- 前記高温が320℃〜540℃である請求項1〜4のいずれか1つに記載の高温用フェライト系ステンレス鋼。
- 前記フェライト系ステンレス鋼が化学プラント設備用である請求項1〜5のいずれか1つに記載の高温用フェライト系ステンレス鋼。
- 前記フェライト系ステンレス鋼が原子力発電設備用である請求項1〜6のいずれか1つに記載の高温用フェライト系ステンレス鋼。
- 12.0〜20.0原子%のCrと、5.0〜20.0原子%のAlとを含有し、残部がFe成分からなり、
前記Cr及びAlの含有量が図8に示す点A(Cr:12原子%,Al:5原子%)、点B(Cr:15原子%,Al:10.5原子%)、点C(Cr:17原子%,Al:12原子%)、点D(Cr:20原子%,Al:13原子%)、点F(Cr:20原子%,Al:20原子%)、点G(Cr:12原子%,Al:20原子%)で囲まれる範囲内にあることを特徴とする475℃脆性が抑制されたフェライト系ステンレス鋼。 - 12.0〜20.0原子%のCrと、5.0〜20.0原子%のAlとを含有し、残部がFe成分からなり、前記Cr及びAlの含有量が図8に示す点A(Cr:12原子%,Al:5原子%)、点B(Cr:15原子%,Al:10.5原子%)、点C(Cr:17原子%,Al:12原子%)、点D(Cr:20原子%,Al:13原子%)、点F(Cr:20原子%,Al:20原子%)、点G(Cr:12原子%,Al:20原子%)で囲まれる範囲内にあるフェライト系ステンレス鋼を高温で使用される機械構造物に用いる、475℃脆性を抑制するための方法。
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