KR101770536B1 - 오스테나이트계 내열강 - Google Patents

오스테나이트계 내열강 Download PDF

Info

Publication number
KR101770536B1
KR101770536B1 KR1020167023997A KR20167023997A KR101770536B1 KR 101770536 B1 KR101770536 B1 KR 101770536B1 KR 1020167023997 A KR1020167023997 A KR 1020167023997A KR 20167023997 A KR20167023997 A KR 20167023997A KR 101770536 B1 KR101770536 B1 KR 101770536B1
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
mass
less
heat treatment
content
precipitate
Prior art date
Application number
KR1020167023997A
Other languages
English (en)
Other versions
KR20160116344A (ko
Inventor
다케오 미야무라
시게노부 남바
Original Assignee
가부시키가이샤 고베 세이코쇼
Priority date (The priority date 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 date listed.)
Filing date
Publication date
Family has litigation
First worldwide family litigation filed litigation Critical https://patents.darts-ip.com/?family=54055354&utm_source=google_patent&utm_medium=platform_link&utm_campaign=public_patent_search&patent=KR101770536(B1) "Global patent litigation dataset” by Darts-ip is licensed under a Creative Commons Attribution 4.0 International License.
Application filed by 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 filed Critical 가부시키가이샤 고베 세이코쇼
Publication of KR20160116344A publication Critical patent/KR20160116344A/ko
Application granted granted Critical
Publication of KR101770536B1 publication Critical patent/KR101770536B1/ko

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/0068—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for particular articles not mentioned below
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations

Abstract

질량%로, C: 0.05∼0.16%, Si: 0.1∼1%, Mn: 0.1∼2.5%, P: 0.01∼0.05%, S: 0.005% 이하, Ni: 7∼12%, Cr: 16∼20%, Cu: 2∼4%, Mo: 0.1∼0.8%, Nb: 0.1∼0.6%, Ti: 0.1∼0.6%, B: 0.0005∼0.005%, N: 0.001∼0.15%를 함유하고, 또한 Mg: 0.005% 이하 및 Ca: 0.005% 이하 중 적어도 하나를 함유하며, 상기 Nb와 상기 Ti의 함유량의 합계가 0.3% 이상, 잔부 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지고, 석출 입자경이 0nm를 초과 100nm인 석출물의 누적수 밀도가 0.1∼2.0개/μm2, 누적수 밀도와 석출 입자경의 분포에 있어서 누적수 밀도의 반값에 상당하는 석출 입자경이 70nm 이하, 평균 경도가 160Hv 이하, 결정 입도 번호가 7.5 이상인 오스테나이트계 내열강.

Description

오스테나이트계 내열강{AUSTENITIC HEAT-RESISTANT ALLOY}
본 발명은 오스테나이트계 내열강에 관한 것이다.
일반적으로, 보일러나 반응 용기 등의 에너지 관련 기기에서는 수백도 이상의 고온 프로세스가 이용되고 있어, 고온 환경에 있어서도 우수한 크리프 강도를 갖는 내열 재료가 필요하다고 여겨지고 있다.
이 내열 재료에서는, 고온 환경 중에서 우수한 크리프 강도를 얻기 위해, 고온 환경에서 강 중에 고용될 수 있는 원소를 첨가해서 고용 강화의 작용을 얻는 방법, 고온 환경에서 석출되는 원소를 첨가해서 고온 환경 중에 석출물을 형성시켜 석출 강화의 작용을 얻는 방법, 결정립을 조대화시켜서 입계 미끄럼을 억제하는 방법 등이 있다.
이 중, 결정립을 조대화시키는 방법은, Cr2O3 보호막의 형성을 저해하기 때문에, 내수증기 산화성이 저하될 우려가 있다.
또한, 고용 강화를 작용시키기 위해서는 원소 첨가량을 많게 하는 것이 필요해진다. 원소 첨가량을 많게 하면, 크리프 강도 이외의 다양한 기본 특성에 악영향을 미칠 우려가 있다.
또한, 원소 첨가량을 많게 하면, 원료비가 증가하여, 경제성을 손상시킬 가능성도 있다. 그 때문에, 내열 재료에 있어서 고용 강화의 작용을 얻는 방법은, 원하는 강도를 얻는 방법으로서 바람직하다고는 말할 수 없다.
한편, 석출 강화의 작용을 얻는 방법은, 변형에 수반하는 전위의 이동을 강력하게 억제할 수 있어, 대폭으로 크리프 강도를 개선할 수 있다는 것이 알려져 있다. 여기에서, 내열 부재의 대부분은, 연화 열처리, 냉간 가공, 최종 열처리의 순서로 제조된다. 이들 처리에 있어서, 실제로 사용되는 고온 환경 중 또는 크리프 시험 중에 다량의 석출을 발생시키기 위해서는, 최종 열처리에서 고온으로의 가열과 그에 계속되는 급냉 처리를 행하여, 실사용 환경 중이나 크리프 시험 중에 석출되는 원소를 미리 고용시켜 둘 필요가 있다. 석출 성분을 보다 많이 고용시키기 위해서는, 이와 같은 최종 열처리를 되도록 높은 온도에서 행할 필요가 있지만, 결정립의 조대화를 초래할 우려가 있고, 결과적으로 내수증기 산화성이 저하되어 버릴 가능성이 있다.
이와 같은 상황하, 특허문헌 1에는, Ti: 0.15∼0.5질량% 및 Nb: 0.3∼1.5질량% 중 1종 또는 2종을 함유하는 오스테나이트계 스테인리스강의 냉간 가공 공정에 있어서, 최종 연화 온도를 1200℃ 초과∼1350℃로 설정하여 가열하고, 500℃/hr 이상의 냉각 속도로 냉각한 후, 20∼90%의 냉간 가공을 가하고, 추가로 이에 이어서 1070∼1300℃에서, 또한 최종 연화 온도보다 30℃ 이상 낮은 온도로 가열하고, 공냉 이상의 냉각 속도로 냉각의 최종 열처리를 실시하는 것에 의해, 크리프 강도가 높고, 세립 조직으로 내식성이 양호한 오스테나이트계 스테인리스강의 제조 방법이 개시되어 있다.
이 특허문헌 1에 개시되어 있는 방법은, 실사용 환경 중이나 크리프 시험 중에 석출시키는 원소의 일부를 전술한 최종 열처리의 단계에서 소량만 석출시켜, 석출물에 의한 입계의 피닝 효과에 의해 결정립의 조대화를 억제한다는 것이다. 즉, 특허문헌 1에 개시되어 있는 방법은, 최종 열처리에 대해서 냉간 가공 전의 연화 열처리 온도를 일정 이상 높임으로써, 이 온도차에 대응한 고용량의 차분을 석출시키고 있다. 이와 같이, 2개의 열처리 온도를 고안하는 것에 의해, 고온 열처리에 의한 크리프 강도의 개선과, 미세한 결정립을 많이 포함하여 이루어진 조직(미세 결정립 조직)의 형성을 양립시키고 있다.
일본 특허공고 평5-69885호 공보
그러나, 실생산에서 사용하는 제조 설비에는 상한 온도가 있다. 연화 열처리 온도를 설비 상한 온도까지 올렸을 경우, 특허문헌 1에 개시되어 있는 방법과 같이 2개의 열처리 온도에 차를 마련하기 위해서는, 최종 열처리 온도를 설비 상한보다도 낮게 설정할 필요가 있다. 그러나, 최종 열처리 온도의 저하는, 실사용 환경 중이나 크리프 시험 중에 형성되는 석출량을 감소시키게 되므로, 결과적으로 크리프 강도를 충분히 향상시킬 수 없을 가능성이 있다. 특히, 특허문헌 1에 개시되어 있는 발명은, 미세 결정립 조직으로 하는 것에 의해 우수한 내수증기 산화성을 얻음과 더불어, 소량의 석출물을 석출시키는 것에 의해 입계의 피닝 효과를 얻어, 우수한 크리프 강도를 갖도록 하고 있다. 그러나, 상기한 바와 같이, 최종 열처리 온도를 저하시켜서 피닝 효과를 얻는다는 것은, 실사용 환경 중이나 크리프 시험 중에 형성되어야 할 석출물을 선취적으로 사용하여, 희생하고 있다고 생각된다.
특히, 석출 원소로서 Ti를 사용하고 있는 KA SUS321J1HTB 강이나 KA SUS321J2HTB 강 등의 강재에서는, Ti 탄화물의 미세 석출의 유무가 고온 강도를 크게 좌우한다. 또한, 원래 이들 강재에서는, Ti의 고용 온도역이 고온이므로, 연화 열처리 온도는 설비의 제약으로 상한에 도달해 버리는 경우가 많다. 그 때문에, 연화 열처리의 온도와 최종 열처리 온도 사이에 온도차를 마련하기 위해서는 최종 열처리 온도를 낮추지 않을 수 없어, 실사용 환경 중이나 크리프 시험 중에 석출되는 Ti의 고용량을 확보할 수 없는 경우가 있다.
이와 같이, 원리적으로 생각하면, 종래 기술은 강재 성분으로부터 얻어질 수 있는 석출 강화를 충분히 활용할 수 없다는 것이 추측된다. 한편, 내열 부재의 대부분은 크리프 강도가 부재의 육후(肉厚)를 결정하는 제약 인자로 되어 있으므로, 크리프 강도가 향상되면 육후를 얇게 할 수 있어, 저비용화할 수 있다고 생각된다. 그러나, 현재로서는, 오스테나이트계 내열강은 충분한 크리프 강도를 얻고 있다고는 말하기 어려워, 저비용화에 결부되어 있지 않은 상황에 있다고 말할 수 있다.
또한, 내수증기 산화성을 유지하기 위해, 오스테나이트계 내열강의 조직을 미세 결정립 조직으로 하는 것을 전제로 하면, 특허문헌 1에 개시되어 있는 방법을 적용한 경우, 최종 열처리 온도를 낮게 하지 않으면 안 된다. 상기한 바와 같이, 최종 열처리 온도를 낮게 하면, 석출 원소의 고용량이 저하되어 버린다. 따라서, 석출 강화를 최대한으로 활용할 수 없어서, 크리프 강도를 향상시키는 효과를 충분히 발현할 수 있다고는 말할 수 없다고 추측된다.
본 발명은 이와 같은 상황을 감안하여 이루어진 것으로, 미세 결정립 조직을 유지하면서, 우수한 크리프 강도를 갖는 오스테나이트계 내열강을 제공하는 것을 과제로 한다.
종래에는, 열처리의 온도에 의존하는 석출 원소의 고용량에 주목하여 크리프 강도의 정리가 이루어지고 있었다. 그 때문에, 일반적으로는, 최종 열처리 온도를 낮추면 석출 원소의 고용량이 감소해서 실사용 환경 중이나 크리프 시험 중에 새롭게 석출되는 미세한 석출물의 양이 줄어들게 되어, 크리프 강도가 낮아진다고 생각되어 왔다.
그 와중에, 특허문헌 1에 개시되어 있는 방법에서는, 연화 열처리 및 최종 열처리의 온도차를 30℃ 이상으로 하고, 최종 열처리에서 일부의 석출 원소를 석출시킴으로써 결정립의 조대화를 억제하고 있다. 그러나, 상기한 바와 같이, 이 조작에 의해 석출시키는 석출물은, 본래 실사용 환경 중이나 크리프 시험 중에 석출되어서 크리프 강도의 향상에 기여해야 할 석출물이다. 즉, 특허문헌 1에 개시되어 있는 방법으로 제조된 오스테나이트계 스테인리스강은, 결정립의 조대화를 억제하기 위해서 석출 원소를 석출시킨 분만큼, 크리프 강도를 충분히 향상시킬 수 없을 가능성이 높아진다는 것이다.
본 발명자들은, 이 최종 열처리에서 형성되는 석출물을 크리프 강도의 향상에 직접 작용시킬 수 없는지 예의 연구를 행했다. 그 결과, 본 발명자들은, 석출 원소의 첨가량 및 고용량을 일정 범위로 유지하고, 또한 강 중에 포함되는 석출 입자경 및 석출량을 일정 범위에 들어가게 해서 특정한 열처리 조건(구체적으로는, 종래보다도 저온에서 최종 열처리를 행함)에서 최종 열처리를 행해서 얻어진 석출물은, 크리프 강도를 향상시킬 수 있다는 것을 발견했다.
즉, 본 발명자들은, 특정한 열처리 조건의 최종 열처리를 행해서 형성된 석출물이, 그대로 미세 석출물로서 크리프 강도의 향상에 기여한다는 것을 발견했다. 이 지견은, 고온에서 열처리하여 얻어지는 종래의 석출물보다도 크리프 강도가 우수하다고 하는, 종래 기술의 개념을 초월하는 것이다.
또한, 상기한 특정한 열처리 조건(종래보다도 저온)에서 최종 열처리를 행하므로, 미세 결정립 조직을 유지할 수 있어, 내수증기 산화성을 유지할 수 있다는 것도 발견했다.
한편, 특정한 열처리 조건에서 최종 열처리를 행한 경우이더라도(종래보다도 저온에서 최종 열처리를 행하더라도), 양호한 크리프 강도를 얻을 수 있는 이유로서 다음의 것도 생각할 수 있다.
이번에, 본 발명자들은, 오스테나이트계 내열강에 있어서, 최종 열처리에서 형성된 석출물이, 크리프 시험 중에 형성되는 석출물보다도 효과적으로 크리프 변형을 억제한다는 것을 발견했다. 통상, 오스테나이트계 내열강에 대한 크리프 시험 중에 형성되는 석출물은, 변형에 수반해서 도입되는 전위에 따라 형성된다. 전위는 결정립계 근방에 집중되므로, 석출물의 분포도 불균일하게 된다.
이에 비해, 오스테나이트계 내열강을 제조할 때의 최종 열처리에서 형성되는 석출물은, 입내에 균일하게 형성된다. 그 때문에, 당해 최종 열처리에서 형성되는 석출물은, 크리프 변형에 수반하는 전위 운동을 입내 전체에서 변형 초기부터 효율 좋게 억제할 수 있다고 생각된다. 이와 같은 이유에 의해, 상기한 바와 같이 특정한 열처리 조건에서 최종 열처리를 행하면, 양호한 크리프 강도를 얻을 수 있다고 추측된다. 이 지견은, 종래의 열처리의 온도에 의존하는 석출 원소의 고용량의 개념을 초월한 것이다.
이상의 지견에 기초하여 이루어지고, 상기 과제를 해결한 본 발명에 따른 오스테나이트계 내열강은, C: 0.05∼0.16질량%, Si: 0.1∼1질량%, Mn: 0.1∼2.5질량%, P: 0.01∼0.05질량%, S: 0.005질량% 이하(0질량%를 포함하지 않음), Ni: 7∼12질량%, Cr: 16∼20질량%, Cu: 2∼4질량%, Mo: 0.1∼0.8질량%, Nb: 0.1∼0.6질량%, Ti: 0.1∼0.6질량%, B: 0.0005∼0.005질량%, N: 0.001∼0.15질량%를 함유하고, 또한 Mg: 0.005질량% 이하(0질량%를 포함하지 않음) 및 Ca: 0.005질량% 이하(0질량%를 포함하지 않음) 중 적어도 하나를 함유하며, 상기 Nb의 함유량과 상기 Ti의 함유량의 합계가 0.3질량% 이상, 잔부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지고, 석출 입자경이 0nm를 초과 100nm인 범위에 있는 석출물의 누적수 밀도가 0.1∼2.0개/μm2, 누적수 밀도와 석출 입자경의 분포에 있어서 상기 누적수 밀도의 반값에 상당하는 석출 입자경이 70nm 이하, 평균 경도가 160Hv 이하, 또한 결정 입도 번호가 7.5 이상인 구성으로 했다.
이와 같은 구성으로 하고 있으므로, 본 발명에 따른 오스테나이트계 내열강은, 강재 성분을 상기한 범위로 하고, 또한 특정한 열처리 조건에서 최종 열처리를 행해서 얻을 수 있는 석출물을 구비할 수 있다. 이 석출물은, 강 중에 포함되는 석출 입자경 및 석출량을 일정 범위에 들어가게 한 것이고, 석출 후 그대로 미세 석출물로서 크리프 강도의 향상에 기여한다. 이 미세 석출물은, 상기한 바와 같이, 종래의 높은 온도에서 최종 열처리해서 석출시킨 석출물보다도 크리프 강도를 향상시킬 수 있다. 그리고, 이에 더하여, 특정한 열처리 조건, 구체적으로는, 종래보다도 낮은 온도에서 최종 열처리를 행하고 있기 때문에, 미세 결정립 조직을 유지할 수 있어, 내수증기 산화성이 우수한 것으로 할 수 있다.
한편, 본 발명에 따른 오스테나이트계 내열강은, Zr: 0.3질량% 이하(0질량%를 포함하지 않음), 희토류 원소: 0.15질량% 이하(0질량%를 포함하지 않음) 및 W: 3질량% 이하(0질량%를 포함하지 않음) 중 적어도 하나를 추가로 함유하고 있는 것이 바람직하다.
본 발명에 따른 오스테나이트계 내열강은, Zr을 상기한 범위로 함유하고 있는 경우, 석출 강화에 의해 고온 강도를 향상시킬 수 있다. 또한, 본 발명에 따른 오스테나이트계 내열강은, 희토류 원소를 상기한 범위로 함유하고 있는 경우, 스테인리스강의 내산화성을 향상시킬 수 있다. 더욱이, 본 발명에 따른 오스테나이트계 내열강은, W를 상기한 범위로 함유하고 있는 경우, 고용 강화에 의해 고온 강도를 향상시킬 수 있다.
본 발명에 따른 오스테나이트계 내열강은, 강재 성분을 상기한 범위로 하고, 또한 강 중에 포함되는 석출 입자경 및 석출량을 일정 범위에 들어가게 하고 있으므로, 미세 결정립 조직을 유지하면서, 우수한 크리프 강도를 가질 수 있다.
도 1은 누적수 밀도와 석출 입자경의 분포에 있어서 상기 누적수 밀도의 반값에 상당하는 석출 입자경을 구하는 것을 설명하는 그래프이다. 한편, 횡축은 석출 입자경(nm)이고, 종축은 누적수 밀도(개/μm2)이다.
[오스테나이트계 내열강]
이하, 본 발명에 따른 오스테나이트계 내열강을 실시하기 위한 형태(실시형태)에 대해서 상세하게 설명한다.
본 실시형태에 따른 오스테나이트계 내열강은 강재 성분이, C: 0.05∼0.16질량%, Si: 0.1∼1질량%, Mn: 0.1∼2.5질량%, P: 0.01∼0.05질량%, S: 0.005질량% 이하(0질량%를 포함하지 않음), Ni: 7∼12질량%, Cr: 16∼20질량%, Cu: 2∼4질량%, Mo: 0.1∼0.8질량%, Nb: 0.1∼0.6질량%, Ti: 0.1∼0.6질량%, B: 0.0005∼0.005질량%, N: 0.001∼0.15질량%, Mg: 0.005질량% 이하(0질량%를 포함하지 않음) 및 Ca: 0.005질량% 이하(0질량%를 포함하지 않음) 중 적어도 하나를 함유하며, 상기 Nb의 함유량과 상기 Ti의 함유량의 합계가 0.3질량% 이상, 잔부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어진다.
한편, 본 실시형태에 따른 오스테나이트계 내열강은, Zr: 0.3질량% 이하(0질량%를 포함하지 않음), 희토류 원소: 0.15질량% 이하(0질량%를 포함하지 않음) 및 W: 3질량% 이하(0질량%를 포함하지 않음) 중 적어도 하나를 추가로 함유하고 있는 것이 바람직하다.
상기한 강재 성분을 보고 알 수 있는 바와 같이, 본 실시형태에 따른 오스테나이트계 내열강은, 석출 원소로서 Ti를 사용하고 있는 KA SUS321J2HTB 강(18질량% Cr-10질량% Ni-3질량% Cu-Nb,Ti 강)과 비슷한 것이다.
그리고, 상기한 강재 성분으로 이루어지는 본 실시형태에 따른 오스테나이트계 내열강은, 석출 입자경이 0nm를 초과 100nm인 범위에 있는 석출물의 누적수 밀도가 0.1∼2.0개/μm2, 누적수 밀도와 석출 입자경의 분포에 있어서 상기한 누적수 밀도의 반값에 상당하는 석출 입자경이 70nm 이하, 평균 경도가 160Hv 이하, 또한 결정 입도 번호가 7.5 이상이다. 한편, 본 명세서에 있어서, 석출 입자경이란, 석출 입자(석출물)의 원 상당 직경으로서 산출한 것을 말한다.
여기에서, 강 중에 포함되는 석출 입자경 및 석출량을 일정 범위에 들어가게 한 석출물이, 특정한 열처리 조건에서 최종 열처리를 행함으로써 얻어질 수 있는 것은, 과제의 해결 수단에 있어서 이미 기술하고 있는 바와 같다. 상기한 평균 경도나 결정 입도 번호도 열처리 온도를 제어함으로써 제어할 수 있다. 특정한 열처리 조건이나 열처리 온도에 대해서는 후술한다.
상기한 바와 같이, 특정한 열처리 조건을 행해서 얻어진 석출물은, 미세 석출물로서 크리프 강도의 향상에 기여한다. 또한, 특정한 열처리 조건을 행하고 있기 때문에, 결정립이 미세한 미세 결정립 조직을 유지할 수 있다. 그 때문에, 본 실시형태에 따른 오스테나이트계 내열강은 내수증기 산화성이 우수한 것이 된다.
이하, 본 실시형태에 따른 오스테나이트계 내열강의 강재 성분과, 강 중에 포함되는 석출 입자경 및 석출량을 일정 범위에 들어가게 한 이유 등에 대해서 설명한다.
한편, 상기한 바와 같이, 본 실시형태에 따른 오스테나이트계 내열강은, 석출 원소로서 Ti를 사용하고 있는 KA SUS321J2HTB 강과 비슷하다. KA SUS321J2HTB 강에 있어서 하기 강재 성분은 각각 이하에 기재하는 작용을 발휘하고, 소정의 함유량을 벗어나면 이하에 기재하는 문제가 생기는 경우가 있다.
[C: 0.05∼0.16질량%]
C는 탄화물을 형성해서 고온 강도를 향상시키는 작용이 있다. 본 실시형태에서는, 고온 강도를 향상시키는 작용을 얻기 위해, C를 0.05질량% 이상 함유시키고 있다. 그러나, C 함유량이 과잉이 돼서 0.16질량%를 초과하면, 조대한 탄화물을 형성하여, 고온 강도를 향상시킬 수 없다.
한편, C 함유량의 하한은 0.08질량%로 하는 것이 바람직하고, 0.09질량%로 하는 것이 보다 바람직하다. C 함유량의 상한은 0.15질량%로 하는 것이 바람직하고, 0.13질량%로 하는 것이 보다 바람직하다.
[Si: 0.1∼1질량%]
Si는 용강 중에서 탈산 작용을 가짐과 더불어, 내산화성의 향상에 유효하게 작용한다. 본 실시형태에서는, 용강 중에서의 탈산 작용과 내산화성을 향상시키는 작용을 얻기 위해, Si를 0.1질량% 이상 함유시키고 있다. 그러나, Si 함유량이 과잉이 돼서 1질량%를 초과하면 강재의 취화를 초래하는 경우가 있기 때문에 바람직하지 않다.
한편, Si 함유량의 하한은 0.2질량%로 하는 것이 바람직하고, 0.3질량%로 하는 것이 보다 바람직하다. Si 함유량의 상한은 0.7질량%로 하는 것이 바람직하고, 0.5질량%로 하는 것이 보다 바람직하다.
[Mn: 0.1∼2.5질량%]
Mn은 용강 중에서 탈산 작용을 갖는다. 본 실시형태에서는, 용강 중에서의 탈산 작용을 얻기 위해, Mn을 0.1질량% 이상 함유시키고 있다. 그러나, Mn 함유량이 2.5질량%를 초과하면 탄화물 석출의 조대화를 조장하기 때문에 바람직하지 않다.
한편, Mn 함유량의 하한은 0.2질량%로 하는 것이 바람직하고, 0.3질량%로 하는 것이 보다 바람직하다. Mn 함유량의 상한은 2.0질량%로 하는 것이 바람직하고, 1.8질량%로 하는 것이 보다 바람직하다.
[P: 0.01∼0.05질량%]
P는 고온 강도를 향상시키는 작용이 있다. 본 실시형태에서는, 고온 강도를 향상시키기 위해, P를 0.01질량% 이상 함유시키고 있다. 그러나, P 함유량이 과잉이 되어, 0.05질량%를 초과하면 용접성을 손상시킬 우려가 있다.
한편, P 함유량의 하한은 0.015질량%로 하는 것이 바람직하고, 0.02질량%로 하는 것이 보다 바람직하다. P 함유량의 상한은 0.04질량%로 하는 것이 바람직하고, 0.03질량%로 하는 것이 보다 바람직하다.
[S: 0.005질량% 이하(0질량%를 포함하지 않음)]
S는 불가피 불순물이다. S 함유량이 과잉이 되어, 0.005질량%를 초과하면 열간 가공성을 열화시킨다. 본 실시형태에서는, 열간 가공성을 열화시키지 않도록 하기 위해, S 함유량을 0.005질량% 이하로 하고 있다. S 함유량은 적을수록 바람직하다.
한편, S 함유량의 상한은 0.002질량%로 하는 것이 바람직하고, 0.001질량%로 하는 것이 보다 바람직하다.
[Ni: 7∼12질량%]
Ni는 오스테나이트상을 안정화시키는 작용이 있다. 본 실시형태에서는, 오스테나이트상을 안정화시키기 위해, Ni를 7질량% 이상 함유시키고 있다. 그러나, Ni 함유량이 12질량%를 초과하면 강재의 비용 증가를 초래하게 된다.
한편, Ni 함유량의 하한은 9질량%로 하는 것이 바람직하고, 9.5질량%로 하는 것이 보다 바람직하다. Ni 함유량의 상한은 11.5질량%로 하는 것이 바람직하고, 11질량%로 하는 것이 보다 바람직하다.
[Cr: 16∼20질량%]
Cr은 강재의 내산화성 및 내식성을 향상시키는 작용이 있다. 본 실시형태에서는, 강재의 내산화성 및 내식성을 향상시키기 위해, Cr을 16질량% 이상 함유시키고 있다. 그러나, Cr 함유량이 20질량%를 초과하면 강재의 취화를 초래해 버린다.
한편, Cr 함유량의 하한은 17.5질량%로 하는 것이 바람직하고, 18질량%로 하는 것이 보다 바람직하다. Cr 함유량의 상한은 19.5질량%로 하는 것이 바람직하고, 19질량%로 하는 것이 보다 바람직하다.
[Cu: 2∼4질량%]
Cu는 강 중에서 석출물을 형성하여, 고온 강도를 향상시키는 작용이 있다. 본 실시형태에서는, 고온 강도를 향상시키기 위해, Cu를 2질량% 이상 함유시키고 있다. 그러나, Cu 함유량이 과잉이 되어, 4질량%를 초과하면 그 효과는 포화된다.
한편, Cu 함유량의 하한은 2.5질량%로 하는 것이 바람직하고, 2.8질량%로 하는 것이 보다 바람직하다. Cu 함유량의 상한은 3.5질량%로 하는 것이 바람직하고, 3.2질량%로 하는 것이 보다 바람직하다.
[Mo: 0.1∼0.8질량%]
Mo는 내식성을 향상시키는 작용이 있다. 본 실시형태에서는, 내식성을 향상시키기 위해, Mo를 0.1질량% 이상 함유시키고 있다. 그러나, Mo 함유량이 과잉이 되어, 0.8질량%를 초과하면 강재의 취화를 초래해 버린다.
한편, Mo 함유량의 하한은 0.2질량%로 하는 것이 바람직하고, 0.3질량%로 하는 것이 보다 바람직하다. Mo 함유량의 상한은 0.6질량%로 하는 것이 바람직하고, 0.5질량%로 하는 것이 보다 바람직하다.
[Nb: 0.1∼0.6질량%]
[Ti: 0.1∼0.6질량%]
[Nb의 함유량과 Ti의 함유량의 합계가 0.3질량% 이상]
Nb 및 Ti는 탄질화물(탄화물, 질화물 또는 탄질화물)로서 석출시킴으로써, 고온 강도를 개선할 수 있다. 또한, 이 석출물이 결정립의 조대화를 억제하고, Cr의 확산을 촉진한다. Cr의 확산에 의해 부차적으로 내식성(내수증기 산화성) 향상의 작용을 발휘하기 때문에, 본 발명에 있어서 가장 중요한 원소의 일부라고 말할 수 있다.
본 실시형태에서는, Nb 및 Ti의 석출물을 형성시켜, 고온 강도를 개선하거나, 내수증기 산화성 향상의 작용을 발휘시키거나 하기 위해, Nb를 0.1질량% 이상, Ti를 0.1질량% 이상 함유시키고 있다. Nb와 Ti를 동시에 함유시킴으로써 석출물의 고온 강도의 향상으로의 기여를 보다 높일 수 있다.
단, 이들은 Nb의 함유량과 Ti의 함유량의 합계가 0.3질량% 이상이 되도록 함유시키지 않으면, 최저한 필요한 석출량을 확보할 수 없다.
한편, Nb 함유량의 하한은 0.2질량%로 하는 것이 바람직하다. Ti 함유량의 하한은 0.15질량%로 하는 것이 바람직하다. 또한, Nb의 함유량과 Ti의 함유량을 합계한 하한은 0.35질량%로 하는 것이 바람직하다.
그 한편으로, Nb 함유량이 과잉이 되어 0.6질량%를 초과하거나, Ti 함유량이 과잉이 되어 0.6질량%를 초과하거나 하면, 어느 쪽의 경우도 석출물이 조대화되어, 인성의 저하를 초래하게 된다.
한편, Nb 및 Ti의 함유량의 상한은 각각 0.4질량%로 하는 것이 바람직하고, 0.3질량%로 하는 것이 보다 바람직하다.
[B: 0.0005∼0.005질량%]
B는 M23C6형 탄화물(M은 탄화물 형성 원소)의 형성을 촉진시켜, 고온 강도를 개선하는 작용이 있다. 본 실시형태에서는, 고온 강도를 개선시키기 위해, B를 0.0005질량% 이상 함유시키고 있다. 그러나, B 함유량이 과잉이 되어, 0.005질량%를 초과하면 용접성의 저하를 초래해 버린다.
한편, B 함유량의 하한은 0.001질량%로 하는 것이 바람직하고, 0.0015질량%로 하는 것이 보다 바람직하다. B 함유량의 상한은 0.004질량%로 하는 것이 바람직하고, 0.003질량%로 하는 것이 보다 바람직하다.
[N: 0.001∼0.15질량%]
N은 고용 강화에 의해 고온 강도를 향상시키는 작용이 있다. 본 실시형태에서는, 고온 강도를 향상시키기 위해, N을 0.001질량% 이상 함유시키고 있다. 그러나, N 함유량이 과잉이 되어, 0.15질량%를 초과하면 조대한 Ti 질화물이나 Nb 질화물의 형성을 초래해서 인성을 악화시킬 우려가 있다.
한편, N 함유량의 하한은 0.002질량%로 하는 것이 바람직하고, 0.003질량%로 하는 것이 보다 바람직하다. N 함유량의 상한은 0.08질량%로 하는 것이 바람직하고, 0.04질량%로 하는 것이 보다 바람직하다.
[Mg: 0.005질량% 이하(0질량%를 포함하지 않음) 및 Ca: 0.005질량% 이하(0질량%를 포함하지 않음) 중 적어도 하나]
Mg 및 Ca는 탈황·탈산 원소로서 작용하여, 강재의 열간 가공성을 개선하는 작용이 있다. 불가피 불순물로서 포함되는 S의 함유량에 따라서, Ca 및 Mg를 0.005질량% 이하의 범위로 함유시키면 된다.
한편, Ca 및 Mg의 상한은 모두 0.002질량%로 하는 것이 바람직하다.
[Zr: 0.3질량% 이하(0질량%를 포함하지 않음)]
Zr은 임의 성분으로, 석출 강화에 의해 고온 강도를 향상시키는 작용이 있다. 그러나, Zr 함유량이 과잉이 되어, 0.3질량%를 초과하면 조대한 금속간 화합물을 형성해서 고온 연성의 저하를 초래해 버린다.
한편, Zr 함유량의 상한은 0.25질량%로 하는 것이 바람직하다.
단, Zr을 함유시키면 강재의 비용이 증가하기 때문에, 필요에 따라서 함유시키면 된다.
[희토류 원소: 0.15질량% 이하(0질량%를 포함하지 않음)]
희토류 원소는 임의 성분으로, 스테인리스강의 내산화성을 향상시키는 작용이 있다.
즉, 희토류 원소를 임의로 함유시키는 것에 의해, 산화 스케일의 생성을 억제할 수 있다. 그러나, 희토류 원소의 함유량이 과잉이 되어, 0.15질량%를 초과하면, 고온 환경에서 입계의 일부가 용융되어서 열간 가공성을 저해하기 때문에 바람직하지 않다.
한편, 희토류 원소의 함유량의 상한은 0.1질량%로 하는 것이 바람직하고, 0.05질량%로 하는 것이 보다 바람직하다.
여기에서, 희토류 원소는, Sc 및 Y와, La, Ce, Nd로 대표되는 란타노이드 원소 15종의 합계 17종의 원소로부터 선택된 1종 이상의 원소이다. 또한, 희토류 원소의 함유량은, 17종의 원소로부터 선택된 1종 이상의 원소의 합계 함유량이다.
[W: 3질량% 이하(0질량%를 포함하지 않음)]
W는 임의 성분으로, 고용 강화에 의해 고온 강도를 향상시키는 작용이 있다. 그러나, W 함유량이 과잉이 되어, 3질량%를 초과하면 조대한 금속간 화합물을 형성해서 고온 연성의 저하를 초래해 버린다.
한편, W 함유량의 상한은 2.5질량%로 하는 것이 바람직하고, 2.0질량%로 하는 것이 보다 바람직하다.
이상으로 설명한 강재 성분은, 함유시키는 것에 의해 상기한 바와 같은 작용을 발휘하지만, 그와 동시에 비용 증가를 초래한다. 그 때문에, 필요한 강화량과 허용되는 비용에 따라서 함유량을 설정하면 된다.
[잔부가 Fe 및 불가피 불순물]
잔부는 Fe 및 그 밖의 불가피 불순물이다. 그 밖의 불가피 불순물로서는, 예를 들면, Al, Sn, Zn, Pb, As, Bi, Sb, Te, Se, In 등을 들 수 있다.
한편, 불가피 불순물은 가능한 한 적게 하는 것이 바람직하고, 그 기준으로서, Al은 0.01질량% 이하, Sn은 0.005질량% 이하, Zn은 0.01질량% 이하, Pb는 0.002질량% 이하, As는 0.01질량% 이하, Bi는 0.002질량% 이하, Sb는 0.002질량% 이하, Te는 0.01질량% 이하, Se는 0.002질량 이하, In은 0.002질량% 이하로 하는 것이 권장된다.
[평균 경도가 160Hv 이하]
상기한 성분 범위로 한 뒤에, 실사용 환경 중이나 크리프 시험 중에 석출되는 원소의 고용량을 확보하기 위해, 본 실시형태에서는 평균 경도(비커스 경도)를 160Hv 이하로 하고 있다. 평균 경도가 160Hv를 초과하면, 실사용 환경 중이나 크리프 시험 중에 석출되는 원소의 고용량을 확보할 수 없기 때문에, 크리프 강도가 저하된다. 평균 경도를 160Hv 이하로 하기 위해서는, 전술한 성분 조성에도 의존하지만, 예를 들면 1150℃ 이상의 온도에서 열처리를 행하고, 수냉에 의한 냉각을 행하는 것에 의해, 용이하게 얻을 수 있다.
한편, 평균 경도의 상한은 140Hv로 하는 것이 바람직하다. 또한, 평균 경도의 하한은 100Hv로 하는 것이 바람직하고, 110Hv로 하는 것이 보다 바람직하다.
한편, 비커스 경도는, 예를 들면, JIS Z 2244: 2009에 준거해서 측정할 수 있다.
[석출 입자경이 0nm를 초과 100nm인 범위에 있는 석출물의 누적수 밀도가 0.1∼2.0개/μm2]
[누적수 밀도와 석출 입자경의 분포에 있어서 상기 누적수 밀도의 반값에 상당하는 석출 입자경이 70nm 이하]
석출 입자경이 0nm를 초과 100nm인 범위에 있는 석출물의 누적수 밀도를 0.1∼2.0개/μm2로 하고, 또한 누적수 밀도와 석출 입자경의 분포에 있어서 상기 누적수 밀도의 반값에 상당하는 석출 입자경을 70nm 이하로 하는 것에 의해, 크리프 강도를 향상시킬 수 있다.
즉, 최종 열처리에서 형성시키는 석출물에 대해서, 100nm 이하의 석출물을 일정량 형성시키면서, 누적수 밀도의 반값에 상당하는 석출 입자경을 70nm 이하로 미세한 그대로로 하고 있으므로, 크리프 강도를 향상시킬 수 있다.
상기한 누적수 밀도의 하한은 0.3/μm2로 하는 것이 바람직하고, 0.4/μｍ2로 하는 것이 보다 바람직하다.
또한, 상기한 누적수 밀도의 반값에 상당하는 석출 입자경의 상한은, 60nm로 하는 것이 바람직하고, 50nm로 하는 것이 보다 바람직하다. 한편, 상기 누적수 밀도의 반값에 상당하는 석출 입자경의 하한은 0nm를 초과한다.
당해 석출 입자경 및 상기한 누적수 밀도의 측정 방법에 대해서는 후기한다.
[결정 입도 번호가 7.5 이상]
결정 입도 번호가 7.5 이상이면, 금속 조직이 충분히 미세한 상태여서, 미세 결정립 조직이라고 할 수 있다. 따라서, 내수증기 산화성을 유지할 수 있다.
결정 입도 번호를 7.5 이상으로 하기 위해서는, 후기하는 특정한 열처리 조건에서 최종 열처리를 행하면 된다.
[특정한 열처리 조건에서 최종 열처리]
강 중에 포함되는 석출 입자경 및 석출량을 일정 범위에 들어가게 하고, 또한 결정 입도 번호를 7.5 이상으로 하기 위해서는, 상기 강재 성분, 경도 범위를 전제로 한 뒤에, 석출물의 조대화 인자가 2000℃·min 이하가 되는 조건에서 최종 열처리를 행하면 된다. 한편, 이 「석출물의 조대화 인자가 2000℃·min 이하가 되는 조건」이, 상기한 특정한 열처리 조건이다.
석출물의 조대화 인자란, 석출물의 조대화에 미치는 열의 영향을 나타내는 지표로, 열처리 중의 온도 이력에 관해서 석출물의 성장이 진행되는 900℃ 이상의 온도를 시간으로 적분한 값이다. 한편, 이 조대화 인자는, 열처리의 유지 시간뿐만 아니라, 900℃ 이상의 승온 시간 및 냉각 시간도 포함시키지 않으면 안 된다. 덧붙여서, KA SUS321J2HTB 강과 같은, 석출 원소로서 Ti를 함유하여, 고온 강도를 충분히 높인 종래의 오스테나이트계 내열강의 조대화 인자는, 3000∼7000℃·min 정도가 된다. 이에 비해, 본 실시형태에 따른 오스테나이트계 내열강에서는, 상기한 바와 같이, 조대화 인자를 2000℃·min 이하로 하고 있다. 한편, 조대화 인자의 하한은, 473℃·min보다도 크게 하는 것이 바람직하고, 500℃·min 이상으로 하는 것이 보다 바람직하며, 821℃·min 이상으로 하는 것이 더 바람직하다.
상기한 조대화 인자를 만족하고 있으면, 도달 최고 온도 및 유지 시간에 대해서, 설비의 제약 등에 따른 조절이 가능해진다. 여기에서, 종래 기술과 마찬가지로 석출물을 형성시키기 위해서는, 연화 열처리를 최종 열처리보다도 30℃ 이상 높은 온도에서 실시해서 석출 원소를 고용시켜 둘 필요가 있다. 즉, 연화 열처리보다 30℃ 낮은 온도가, 상기한 최종 열처리의 상한 온도가 된다.
[석출 입자경 및 누적수 밀도의 측정 방법]
조대화 인자가 상기한 조건을 만족하는지 여부를 판단하기 위해서는, 석출물의 수밀도 및 사이즈 분포를 정량화할 필요가 있다. 이것은, 강재 단면에서 석출물이 분산된 모양을 포착한 마이크로 화상을 채취하고, 이것을 화상 해석에 의해 정량화함으로써 얻을 수 있다. 마이크로 화상은, 예를 들면, 전해 연마된 강재 표면을 주사형 전자 현미경으로 촬영함으로써 얻을 수 있다. 석출물이 미세한 경우에는, 주사형 전자 현미경 대신에 투과형 전자 현미경을 이용하면 된다. 한편, 정량 정밀도의 관점에서, 석출물은 적어도 200개 이상을 정량하고, 0nm를 초과 100nm를 10nm마다의 히스토그램으로 정리하면 된다.
즉, 도 1에 나타내는 그래프와 같이, 종축에 10nm마다의 누적수 밀도(개/μm2), 횡축에 석출 입자경(nm)을 플로팅함으로써, 본 발명에서 규정하는 "석출 입자경이 0nm를 초과 100nm인 범위에 있는 석출물의 누적수 밀도"를, 횡축이 90∼100nm인 수치로부터 이해할 수 있다. 또한, "석출 입자경이 0nm를 초과 100nm인 범위에 있는 석출물의 누적수 밀도의 반값에 상당하는 석출 입자경"에 대해서는, 도면 중의 예에서는 50∼60nm의 점과 60∼70nm의 점을 이어, 90∼100nm의 수치의 반값과 교차하는 횡축 수치로 이해할 수 있다.
이상으로 설명한 본 실시형태에 따른 오스테나이트계 내열강은, 강재 성분을 상기한 범위로 하고, 또한 강 중에 포함되는 석출 입자경 및 석출량을 일정 범위에 들어가게 하고 있으므로, 미세 결정립 조직을 유지하면서, 우수한 크리프 강도를 가질 수 있다.
그 때문에, 종래에는 실사용 환경 중이나 크리프 시험 중에 형성되는 석출량을 희생하면서 결정립의 미세화를 도모하고 있었지만, 본 실시형태에 따른 오스테나이트계 내열강에서는, 종래, 희생되고 있었던 석출도 크리프 강도의 향상에 기여시킬 수 있다. 따라서, 설비의 제약 등에 의해, 열처리의 상한 온도가 존재하는 경우이더라도, 석출 강화 작용을 최대한으로 얻을 수 있다. 이에 의해, 석출 원소로서 Ti를 사용하는 오스테나이트계 내열강에 있어서, 미세 결정립 조직으로 하면서도 크리프 강도를 더 높인 내열 스테인리스강을 제공할 수 있다. 본 실시형태에 따른 오스테나이트계 내열강은, 크리프 강도를 향상시킬 수 있기 때문에, 종래보다도 내열 부재의 육후를 얇게 할 수 있어, 내열 부품으로서의 저비용화를 실현할 수 있다.
실시예
다음으로, 본 발명의 효과를 발휘하는 실시예와 그렇지 않은 비교예를 참조해서, 본 발명의 내용에 대해서 구체적으로 설명한다.
표 1에 나타내는 강재 성분 No. A∼F에 나타내는 각종 강재를 용해하고, 진공 용해로(VIF)에서 용제한 20kg 잉곳을 폭 130mm×두께 20mm의 치수로 열간 단조 가공했다.
그 후, 1250℃에서 연화 열처리를 실시하고, 냉간 압연에 의해 두께 13mm까지 가공해서 모재로 했다. 한편, 표 1에 나타내는 No. A∼F의 강재 중, No. A∼E는, 소위 KA SUS321J2HTB 강과 비슷한 것으로, 본 발명에서 규정하는 화학 성분 조성을 만족하는 강재이다. 이에 비해, No. F는 본 발명에서 규정하는 화학 성분 조성을 벗어나는 강재이다.
한편, 표 1 중 밑줄 및 기울임꼴로 나타내고 있는 수치는, 본 발명의 요건을 만족하지 않는 것을 나타내고 있다.
Figure 112016084738630-pct00001
상기 각각의 모재에 대해서, 1040∼1215℃, 0.5∼10분의 범위에서 열처리 온도와 시간을 변화시켜, 즉, 석출물의 조대화 인자[℃·min]를 변화시켜, 표 2의 No. 1∼31에 나타내는 강재를 준비했다. 이들 강재의 비커스 경도, 석출 입자경이 0nm를 초과 100nm인 범위에 있는 석출물의 누적수 밀도, 누적수 밀도와 석출 입자경의 분포에 있어서 상기 누적수 밀도의 반값에 상당하는 석출 입자경, 결정 입도 번호, 및 크리프 파단 시간을 다음과 같이 하여 측정했다. 이들의 측정 결과를 조대화 인자와 함께 표 2에 나타낸다.
한편, 표 2 중 밑줄 및 기울임꼴로 나타내고 있는 수치는, 본 발명의 요건을 만족하지 않는 것을 나타내고 있다.
(1) 비커스 경도[Hv]
비커스 경도는, No. 1∼31에 나타내는 각각의 강재에 대해서 JIS Z 2244: 2009에 준거해서 비커스 경도 시험을 행하여, 그의 경도를 측정했다. 한편, 비커스 경도 시험의 하중은 10kg으로 측정했다. 비커스 경도가 160Hv 이하인 것을 평균 경도가 우수하다고 평가하고, 160Hv를 초과하는 것을 평균 경도가 뒤떨어진다고 평가했다.
(2) 석출 입자경이 0nm를 초과 100nm인 범위에 있는 석출물의 누적수 밀도[μm/cm2]
(3) 누적수 밀도와 석출 입자경의 분포에 있어서 상기 누적수 밀도의 반값에 상당하는 석출 입자경[μm]
상기 (2)의 누적수 밀도 및 상기 (3)의 누적수 밀도의 반값에 상당하는 석출 입자경은, 전해 연마된 강재 표면으로부터 주사형 전자 현미경을 이용해서 6000배의 화상을 촬상하여, 최저 200개 이상의 석출물을 화상 해석함과 더불어, 상기한 도 1에 나타낸 바와 같은 그래프를 작성해서, 누적수 밀도와 석출 입자경의 분포를 산출했다.
이때, 6000배의 배율에 있어서 20nm의 물체를 인식할 수 있는 화상이 얻어지고 있어, 본 실시예에 있어서는 그 이상으로 미세한 석출물은 존재하지 않는 것을 투과형 전자 현미경으로 확인하고 있다.
(4) 결정 입도 번호
결정 입도 번호는, No. 1∼31에 나타내는 각각의 강재에 대해, JIS G 0551: 2013에 준거해서 조직을 현미경 관찰하여, 결정 입도 번호를 측정했다. 결정 입도 번호가 7.5 이상인 것을 합격으로 하고, 7.5 미만인 것을 불합격으로 했다.
(5) 크리프 파단 시간[시간]
크리프 파단 시간은, No. 1∼31에 나타내는 각각의 강재로부터, JIS Z 2271: 2010에 준거해서 시험편을 제작하고, 시험을 행하여 측정했다. 크리프 파단 시간이 650시간 이상인 것을 크리프 강도가 우수하다고 평가하고, 650시간 미만인 것을 크리프 강도가 뒤떨어진다고 평가했다.
Figure 112016084738630-pct00002
표 2에 나타내는 바와 같이, 본 발명의 원하는 효과를 발휘하는 No. 4, 5, 7, 8, 11, 12, 14, 16, 17, 18, 20, 21, 23, 25, 26, 28에 나타내는 강재는, 크리프 파단 시간이 650시간 이상이 되고 있어, 각각의 성분에서 비교예보다도 우수한 크리프 파단 강도가 얻어지고 있다는 것을 확인할 수 있었다. 또한, 이들 No. 4, 5, 7, 8, 11, 12, 14, 16, 17, 18, 20, 21, 23, 25, 26, 28에 나타내는 강재는, 모두 결정립이 미세한(미세 결정립 조직인) 것을 확인할 수 있었다(모두 실시예).
한편, 미세 결정립 조직인 이들 예는, 양호한 내수증기 산화 특성을 얻을 수 있다고 추정된다.
특히, No. 4와 7, No. 11과 14, No. 16과 18, No. 20과 23, No. 25와 28은, 각각 후자의 번호가 전자의 번호에 비해 열처리 온도를 저온화시킨 실시예이다. 구체적으로는, No. 4와 7, No. 11과 14, No. 25와 28은, 20℃ 저온화시킨 예이고, No. 16과 18은 10℃ 저온화시킨 예이며, No. 20과 23은 30℃ 저온화시킨 예이다.
이들 중, No. 16과 18, No. 20과 23, No. 25와 28의 결과로부터, 고온에서 열처리한 전자의 번호에 비해 후자의 번호 쪽이, 크리프 파단 시간이 증가하고 있다는 것을 알 수 있었다. 이러한 지견은, 본 발명에서 얻어지는 크리프 강도의 개선 효과가 "열처리 온도가 높은 쪽이 크리프 강도가 높다"라고 하는 석출 원소의 고용량에 주목한 종래의 지견과는 상이한 작용에 의할 가능성이 있는 것을 나타내고 있다.
한편, 표 2에 나타내는 바와 같이, No. 1, 2, 19, 24에 나타내는 강재는, 열처리 조건(석출물의 조대화 인자)이 부적절했기 때문에, 결정립이 조대화된 비교예이다. 즉, 이들 강재는, 종래 기술(예를 들면, 특허문헌 1에 기재된 발명)에서 완수할 수 있었던 미세 결정립 조직으로 하는 것도 실현될 수 없었다. 그 때문에, 이들 No. 1, 2, 19, 24에 나타내는 강재는, 양호한 내수증기 산화 특성을 얻을 수 없다고 추정된다.
또한, No. 9에 나타내는 강재는, 석출물의 조대화 인자가 지나치게 낮았기 때문에, 석출 성분을 충분히 고용시킬 수 없었던 비교예이다. 당해 No. 9에 나타내는 강재는, 미세 결정립 조직이었지만, 비커스 경도(평균 경도)가 본 발명의 규정을 벗어나, 크리프 파단 시간이 저하되고 있는 것이 확인되었다.
No. 29∼31에 나타내는 강재는, 화학 성분 조성이 본 발명의 규정을 벗어난 비교예이다.
이들 중, No. 29, 30에 나타내는 강재는, 결정립이 조대하여 크리프 강도에 바람직한 요소를 포함하고 있지만, 어느 쪽의 강재도 크리프 강도는 650시간을 하회하여, 실시예와 비교해서 불충분한 강도밖에 얻어지지 않았다.
또한, No. 31에 나타내는 강재는, 결정 입도 번호가 7.5로, 양호한 미세 결정립 조직이 얻어지고 있지만, 크리프 강도는 650시간을 하회하여, 실시예와 비교해서 불충분한 강도밖에 얻어지지 않았다.
No. 3, 6, 10, 13, 15, 22, 27에 나타내는 강재는, 결정 입도 번호가 7.5 이상인 양호한 미세 결정립 조직이 얻어지고 있다. 그러나, 이들 No. 3, 6, 10, 13, 15, 22, 27에 나타내는 강재는, 석출 입자경이 0nm를 초과 100nm인 범위에 있는 석출물의 누적수 밀도, 및 누적수 밀도와 석출 입자경의 분포에 있어서 상기 누적수 밀도의 반값에 상당하는 석출 입자경 중 적어도 한쪽의 규정을 만족하지 않기 때문에, 실시예와 비교하면, 크리프 파단 시간이 뒤떨어졌다(모두 비교예).
이상으로부터, 본 발명의 규정을 만족하는 강재(실시예에 따른 강재)는, 본 발명의 규정을 만족하지 않는 강재(비교예에 따른 강재)에 비해 미세 결정립 조직으로 한 뒤의 크리프 강도가 우수한 것이 확인되었다.
본 발명을 상세하게 또한 특정한 실시태양을 참조하여 설명했지만, 본 발명의 정신과 범위를 일탈함이 없이 다양한 변경이나 수정을 가할 수 있다는 것은 당업자에게 분명하다.
본 출원은 2014년 3월 5일 출원된 일본 특허출원(특원 2014-042889)에 기초하는 것이고, 그의 내용은 여기에 참조로서 도입된다.
본 발명의 오스테나이트계 내열강은, 고온 환경에 있어서도 우수한 크리프 강도를 나타내기 때문에, 보일러나 반응 용기 등의 에너지 관련 기기에 유용하다. 고온 환경에 있어서도 우수한 크리프 강도를 갖는다.

Claims (2)

  1. C: 0.05∼0.16질량%,
    Si: 0.1∼1질량%,
    Mn: 0.1∼2.5질량%,
    P: 0.01∼0.05질량%,
    S: 0.005질량% 이하(0질량%를 포함하지 않음),
    Ni: 7∼12질량%,
    Cr: 16∼20질량%,
    Cu: 2∼4질량%,
    Mo: 0.1∼0.8질량%,
    Nb: 0.1∼0.6질량%,
    Ti: 0.1∼0.6질량%,
    B: 0.0005∼0.005질량%,
    N: 0.001∼0.15질량%를 함유하고, 또한
    Mg: 0.005질량% 이하(0질량%를 포함하지 않음) 및 Ca: 0.005질량% 이하(0질량%를 포함하지 않음) 중 적어도 하나를 함유하며,
    상기 Nb의 함유량과 상기 Ti의 함유량의 합계가 0.3질량% 이상,
    잔부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지고,
    석출 입자경이 0nm를 초과 100nm인 범위에 있는 석출물의 누적수 밀도가 0.1∼2.0개/μm2,
    누적수 밀도와 석출 입자경의 분포에 있어서 상기 누적수 밀도의 반값에 상당하는 석출 입자경이 70nm 이하,
    평균 경도가 160Hv 이하, 또한
    결정 입도 번호가 7.5 이상인
    것을 특징으로 하는 오스테나이트계 내열강.
  2. 제 1 항에 있어서,
    Zr: 0.3질량% 이하(0질량%를 포함하지 않음), 희토류 원소: 0.15질량% 이하(0질량%를 포함하지 않음) 및 W: 3질량% 이하(0질량%를 포함하지 않음) 중 적어도 하나를 추가로 함유하고 있는 것을 특징으로 하는 오스테나이트계 내열강.
KR1020167023997A 2014-03-05 2015-03-04 오스테나이트계 내열강 KR101770536B1 (ko)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2014042889A JP6289941B2 (ja) 2014-03-05 2014-03-05 オーステナイト系耐熱鋼
JPJP-P-2014-042889 2014-03-05
PCT/JP2015/056433 WO2015133551A1 (ja) 2014-03-05 2015-03-04 オーステナイト系耐熱鋼

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR20160116344A KR20160116344A (ko) 2016-10-07
KR101770536B1 true KR101770536B1 (ko) 2017-08-22

Family

ID=54055354

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020167023997A KR101770536B1 (ko) 2014-03-05 2015-03-04 오스테나이트계 내열강

Country Status (6)

Country Link
US (1) US20170067139A1 (ko)
EP (1) EP3115476A4 (ko)
JP (1) JP6289941B2 (ko)
KR (1) KR101770536B1 (ko)
CN (1) CN106062230B (ko)
WO (1) WO2015133551A1 (ko)

Families Citing this family (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5143960B1 (ja) * 2011-05-11 2013-02-13 株式会社神戸製鋼所 高温強度と耐繰返し酸化特性に優れた耐熱オーステナイト系ステンレス鋼
JP2017014575A (ja) * 2015-07-01 2017-01-19 新日鐵住金株式会社 オーステナイト系耐熱合金及び溶接構造物
JP6623719B2 (ja) * 2015-11-25 2019-12-25 日本製鉄株式会社 オーステナイト系ステンレス鋼
JP6638551B2 (ja) * 2016-05-09 2020-01-29 日本製鉄株式会社 オーステナイト系耐熱鋼溶接金属およびそれを有する溶接継手
CN105951002B (zh) * 2016-05-25 2017-11-10 江苏金基特钢有限公司 一种耐腐蚀易成型不锈钢丝的制备方法
CN106544601A (zh) * 2016-12-29 2017-03-29 董世祥 多性能耐高温系列铸钢
CN109554609B (zh) * 2017-09-26 2022-03-15 宝钢德盛不锈钢有限公司 一种表面免起皮的奥氏体耐热钢及其制造方法
JP6870750B2 (ja) * 2017-10-03 2021-05-12 日本製鉄株式会社 オーステナイト系耐熱鋼用溶接材料、溶接金属および溶接構造物ならびに溶接金属および溶接構造物の製造方法
CN109576580B (zh) * 2018-11-29 2020-09-29 武汉华培动力科技有限公司 柴油机可变截面增压器喷嘴组件用耐热钢及冶炼方法
CN115461483A (zh) * 2020-04-30 2022-12-09 日本制铁株式会社 奥氏体系耐热钢
US20230220508A1 (en) * 2020-04-30 2023-07-13 Nippon Steel Corporation Method for producing austenitic heat resistant steel
US20220145174A1 (en) * 2020-11-05 2022-05-12 Seoul National University R&Db Foundation Perovskite color converter and method of manufacturing the same
CN116200668B (zh) * 2023-04-17 2023-11-14 宁波晴力紧固件有限公司 一种耐热高强度紧固件材料及其制备方法

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2002146481A (ja) 2000-11-07 2002-05-22 Nippon Steel Corp 電縫溶接性に優れた酸化物分散強化型フェライト系電縫ボイラ用鋼および鋼管
JP2013133533A (ja) 2011-12-27 2013-07-08 Kobe Steel Ltd 耐スケール剥離性に優れた耐熱オーステナイト系ステンレス鋼およびステンレス鋼管

Family Cites Families (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS58167726A (ja) * 1982-03-29 1983-10-04 Sumitomo Metal Ind Ltd オ−ステナイト系ステンレス鋼の製造方法
JPH01287249A (ja) * 1988-12-27 1989-11-17 Nkk Corp オーステナイトステンレス鋼管およびその製造法
JPH0569885A (ja) 1991-09-13 1993-03-23 Nhk Spring Co Ltd 駐艇装置用台車
JPH09165655A (ja) * 1995-12-14 1997-06-24 Nkk Corp 高温機器用オーステナイトステンレス鋼およびその製造方法
JP3282481B2 (ja) * 1996-01-31 2002-05-13 三菱マテリアル株式会社 耐熱鋼
JP3463617B2 (ja) * 1999-08-06 2003-11-05 住友金属工業株式会社 熱間加工性に優れる継目無鋼管用オーステナイト系耐熱鋼
JP4173611B2 (ja) * 1999-09-29 2008-10-29 日新製鋼株式会社 二重構造エキゾーストマニホールドの内管用オーステナイト系ステンレス鋼
JP2003301242A (ja) * 2002-04-11 2003-10-24 Jfe Steel Kk 高Ｃｒ−Ｎｉ系耐熱鋼および耐クリープ特性に優れた高温用部材の製造方法
JP2005281855A (ja) * 2004-03-04 2005-10-13 Daido Steel Co Ltd 耐熱オーステナイト系ステンレス鋼及びその製造方法
JP4578280B2 (ja) * 2005-03-08 2010-11-10 日新製鋼株式会社 自動車給油系部材用オーステナイト系ステンレス鋼
KR100931448B1 (ko) * 2005-04-04 2009-12-11 수미도모 메탈 인더스트리즈, 리미티드 오스테나이트계 스테인레스강
JP5794945B2 (ja) * 2012-03-30 2015-10-14 新日鐵住金ステンレス株式会社 耐熱オーステナイト系ステンレス鋼板

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2002146481A (ja) 2000-11-07 2002-05-22 Nippon Steel Corp 電縫溶接性に優れた酸化物分散強化型フェライト系電縫ボイラ用鋼および鋼管
JP2013133533A (ja) 2011-12-27 2013-07-08 Kobe Steel Ltd 耐スケール剥離性に優れた耐熱オーステナイト系ステンレス鋼およびステンレス鋼管

Also Published As

Publication number Publication date
CN106062230B (zh) 2017-07-14
CN106062230A (zh) 2016-10-26
WO2015133551A1 (ja) 2015-09-11
JP6289941B2 (ja) 2018-03-07
EP3115476A4 (en) 2017-11-01
KR20160116344A (ko) 2016-10-07
US20170067139A1 (en) 2017-03-09
EP3115476A1 (en) 2017-01-11
JP2015168834A (ja) 2015-09-28

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR101770536B1 (ko) 오스테나이트계 내열강
KR101235448B1 (ko) 열처리용 강
JP5794945B2 (ja) 耐熱オーステナイト系ステンレス鋼板
JP6729823B2 (ja) 耐摩耗鋼の製造方法
JP4221518B2 (ja) フェライト系耐熱鋼
US20190284666A1 (en) NiCrFe Alloy
KR102165758B1 (ko) 페라이트계 내열강 및 페라이트계 전열 부재
JP6856129B2 (ja) 高Ｍｎ鋼の製造方法
JP5920531B2 (ja) 鋼板
JP6816779B2 (ja) オーステナイト系耐熱合金部材およびその製造方法
JP6160787B2 (ja) 薄板及びその製造方法
JP6870748B2 (ja) オーステナイト系ステンレス鋼
JP6777824B2 (ja) オーステナイト系ステンレス鋼及びその製造方法
JP6547599B2 (ja) オーステナイト系耐熱鋼
JP6575392B2 (ja) 高Ｃｒフェライト系耐熱鋼
JP4516924B2 (ja) 熱間圧延時の耐表面割れ性に優れた薄鋼板及びその製造方法
JP6540131B2 (ja) フェライト系耐熱鋼
JP6690359B2 (ja) オーステナイト系耐熱合金部材およびその製造方法
US11401593B2 (en) Maraging steel and method for manufacturing same
KR101290356B1 (ko) 강재 및 그 제조 방법
JP6627662B2 (ja) オーステナイト系ステンレス鋼
JP2018070962A (ja) オーステナイト系ステンレス鋼板及びその製造方法
KR101572353B1 (ko) 강재 및 그 제조 방법
JP2020079437A (ja) オーステナイト系ステンレス鋼
JPWO2016136839A1 (ja) フェライト系耐熱鋼及びその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
A201 Request for examination
E701 Decision to grant or registration of patent right
GRNT Written decision to grant