KR20230002998A - 오스테나이트계 내열강 - Google Patents

오스테나이트계 내열강 Download PDF

Info

Publication number
KR20230002998A
KR20230002998A KR1020227041020A KR20227041020A KR20230002998A KR 20230002998 A KR20230002998 A KR 20230002998A KR 1020227041020 A KR1020227041020 A KR 1020227041020A KR 20227041020 A KR20227041020 A KR 20227041020A KR 20230002998 A KR20230002998 A KR 20230002998A
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
content
less
amount
steel
mass
Prior art date
Application number
KR1020227041020A
Other languages
English (en)
Inventor
마사히로 세토
히로유키 히라타
미츠루 요시자와
준이치 히구치
다카히로 오스키
Original Assignee
닛폰세이테츠 가부시키가이샤
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
Application filed by 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 filed Critical 닛폰세이테츠 가부시키가이샤
Publication of KR20230002998A publication Critical patent/KR20230002998A/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
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/26—Methods of annealing
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/56—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering characterised by the quenching agents
    • C21D1/60—Aqueous agents
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/84—Controlled slow cooling
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • 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
    • C21D6/007—Heat treatment of ferrous alloys containing Co
    • 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
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • 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
    • C21D6/02—Hardening by precipitation
    • 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
    • C21D8/005—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment of ferrous alloys
    • 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
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • 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
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • 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
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • 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
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • 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
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C33/00—Making ferrous alloys
    • C22C33/04—Making ferrous alloys by melting
    • 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
    • C22C38/008—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tin
    • 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
    • C22C38/44—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
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • 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
    • C22C38/52—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with cobalt
    • 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
    • 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
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/20—Recycling

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

화학 조성이, 질량％로, C: 0.04 내지 0.12％, Si: 0.01 내지 0.30％, Mn: 0.50 내지 1.50％, P: 0.001 내지 0.040％, S: 0.0050％ 미만, Cu: 2.2 내지 3.8％, Ni: 8.0 내지 11.0％, Cr: 17.7 내지 19.3％, Mo: 0.01 내지 0.55％, Nb: 0.400 내지 0.650％, B: 0.0010 내지 0.0060％, N: 0.050 내지 0.160％, Al: 0.025％ 이하, O: 0.020％ 이하, 잔부: Fe 및 불순물이며, [0.170≤Nb-NbER≤0.480]을 충족하는, 오스테나이트계 내열강.

Description

오스테나이트계 내열강
본 발명은, 오스테나이트계 내열강에 관한 것이다.
화력 발전 플랜트에서는, 환경 부하 저감의 관점에서, 발전 효율을 높이기 위해, 발전용 보일러의 운전 조건이 고온화, 고압화되고 있다. 그리고, 발전용 보일러에 사용되는 과열기관, 재열기관 등의 재료에는, 내식성과 같은 특성에 추가하여, 우수한 고온 강도가 요구된다.
그래서, 종래부터 양호한 고온 강도를 갖는 재료로서, 다량의 Nb 및 N을 함유시킨 오스테나이트계 내열 합금이 개발되어 있다. 예를 들어, 특허문헌 1 내지 6에는, Nb와 N을 소정량 함유시켜, 고온 강도를 향상시킨 오스테나이트강이 개시되어 있다.
일본 특허 공개 소62-133048호 공보 일본 특허 공개 제2000-256803호 공보 일본 특허 공개 제2003-268503호 공보 국제 공개 제2009/044796호 국제 공개 제2013/073055호 일본 특허 공개 제2014-1436호 공보
특허문헌 1 내지 6에 개시된 오스테나이트계 내열강은, 고온에서 사용한 경우, 일정한 응력하에 있어서, 파단에 이르기까지의 시간에 변동이 발생하는 경우가 있어, 안정적인 크리프 강도를 얻는다는 점에서 개선의 여지가 있다. 또한, 안정적인 크리프 강도를 얻을 수 있었다고 해도, Nb를 함유함으로써, 용접 시에 균열이 발생하기 쉬워지는 점에서, 안정적인 크리프 강도와, 내용접 균열성을 양립하는 것은 어렵다는 과제가 있다.
본 발명은 상기의 과제를 해결하고, 고온에서의 사용 시에 안정적으로 양호한 크리프 강도와, 우수한 내용접 균열성을 갖는 오스테나이트계 내열강을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명은 상기의 과제를 해결하기 위해 이루어진 것이며, 하기의 오스테나이트계 내열강을 요지로 한다.
(1) 화학 조성이, 질량％로,
C: 0.04 내지 0.12％,
Si: 0.01 내지 0.30％,
Mn: 0.50 내지 1.50％,
P: 0.001 내지 0.040％,
S: 0.0050％ 미만,
Cu: 2.2 내지 3.8％,
Ni: 8.0 내지 11.0％,
Cr: 17.7 내지 19.3％,
Mo: 0.01 내지 0.55％,
Nb: 0.400 내지 0.650％,
B: 0.0010 내지 0.0060％,
N: 0.050 내지 0.160％,
Al: 0.025％ 이하,
O: 0.020％ 이하,
Co: 0 내지 1.00％,
W: 0 내지 1.00％,
Ti: 0 내지 0.40％,
V: 0 내지 0.40％,
Ta: 0 내지 0.40％,
Sn: 0 내지 0.0300％,
Ca: 0 내지 0.0100％,
Mg: 0 내지 0.0100％,
REM: 0 내지 0.0800％,
잔부: Fe 및 불순물이며,
Nb 함유량과 전해 추출 잔사로서 분석되는 Nb양의 차가, 하기 (i)식을 충족하는, 오스테나이트계 내열강.
0.170≤Nb-NbER≤0.480 … (i)
단, 상기 식 중의 Nb는, 강 중에 포함되는 Nb 함유량(질량％)을, NbER은 전해 추출 잔사로서 분석되는 Nb양(질량％)을 각각 의미한다.
(2) 하기 (ii)식을 충족하는, 상기 (1)에 기재된 오스테나이트계 내열강.
-2B+0.185≤Nb-NbER≤-4B+0.480 … (ii)
단, 상기 식 중의 각 원소 기호는, 강 중에 포함되는 각 원소의 함유량(질량％)을, NbER은 전해 추출 잔사로서 분석되는 Nb양(질량％)을 각각 의미한다.
(3) 상기 화학 조성이, 질량％로,
Co: 0.01 내지 1.00％,
W: 0.01 내지 1.00％,
Ti: 0.01 내지 0.40％,
V: 0.01 내지 0.40％,
Ta: 0.01 내지 0.40％,
Sn: 0.0002 내지 0.0300％,
Ca: 0.0002 내지 0.0100％,
Mg: 0.0002 내지 0.0100％, 및
REM: 0.0005 내지 0.0800％
로부터 선택되는 1종 이상을 함유하는, 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 오스테나이트계 내열강.
(4) 하기 (iii)식을 충족하는, 상기 (1) 내지 (3) 중 어느 것에 기재된 오스테나이트계 내열강.
0.08P-2B+0.200≤Nb-NbER≤-0.4P-4B+0.450 … (iii)
단, 상기 식 중의 각 원소 기호는, 강 중에 포함되는 각 원소의 함유량(질량％)을, NbER은 전해 추출 잔사로서 분석되는 Nb양(질량％)을 각각 의미한다.
(5) 상기 화학 조성이, 질량％로,
P: 0.010 내지 0.040％
를 함유하는, 상기 (1) 내지 (4) 중 어느 것에 기재된 오스테나이트계 내열강.
(6) 상기 화학 조성이, 질량％로,
P: 0.020 내지 0.038％
를 함유하는, 상기 (1) 내지 (5) 중 어느 것에 기재된 오스테나이트계 내열강.
본 발명에 따르면, 고온에서의 사용 시에 안정적으로 양호한 크리프 강도와, 우수한 내용접 균열성을 갖는 오스테나이트계 내열강을 얻을 수 있다.
도 1은 실시예에 있어서의 개선 형상을 도시하는 도면이다.
본 발명자들은, Nb 및 N을 함유하는 오스테나이트계 내열강의 고온 강도, 구체적으로는 크리프 강도와, 내용접 균열성을 향상시키기 위해, 다양한 검토를 행하고, 이하의 (a) 내지 (c)의 지견을 얻었다.
(a) 높은 크리프 강도가 얻어진 강에서는, 사용 전의 상태에 있어서, Nb를 포함하는 탄질화물 및 질화물의 석출량이 적었다. 또한, 고온에서 노출되는 사용 시에 있어서, Nb를 포함하는 탄질화물 및 질화물이 입자 내에 미세하고 또한 밀하게 석출되어, 그들이 장시간에 걸쳐 안정적으로 존재하였다.
또한, 보다 안정적으로 우수한 크리프 강도가 얻어지는 경우, 사용 중에 Cr을 포함하는 탄화물이 입계에 미세하게 석출되고, 그 중에 B가 많이 고용되어 있었다. 또한, P를 많이 함유하는 경우, 강은, 크리프 강도가 더욱 높아지는 경향이 있는 것도 확인할 수 있었다.
그에 비해, 크리프 강도가 떨어지는 강에서는, 사용 전에 Nb를 포함하는 탄질화물 및 질화물의 석출량이 많았다. 또한, 사용되는 가운데, 입자 내에 미세하게 석출된 Nb를 포함하는 탄질화물 및 질화물은 적고, 또한 그들은 조기에 조대화되었다.
이 점으로부터, 안정된 크리프 강도를 얻기 위해서는, 미리 Nb를 충분히, 매트릭스 중에 고용시켜 두고, 사용 단계에 있어서, Nb를 포함하는 석출물을 석출시키는 것이 바람직하다. 또한, Nb와 마찬가지의 효과를 갖는 B에 대해서도, 그 함유량에 따라서, 매트릭스에 고용된 Nb의 양(이하, 단순히 「고용 Nb」라고 기재함)을 조정하는 것이 바람직하다.
(b) 그 한편, Nb 및 B를 많이 포함하는 경우, 용접 열영향부의 결정립계에 미세한 균열이 발생하는 경우가 있었다. 그리고, 이 경향은 P를 많이 함유하는 경우에 현저하며, 균열 파면에는 국부적으로 입계가 용융된 흔적이 확인되고, Nb 및/또는 P의 농화가 발생되어 있었다. 이것은, 상기 원소가 용접 열 사이클에 의해, 입계에 편석되어 융점을 저하시키는 것에 기인하여, 입계가 국부 용융되었기 때문이라고 생각되었다.
고용 Nb와, 석출물로서 존재하는 Nb를 비교하면, 고용 Nb의 쪽이, 용접 균열 감수성에 미치는 영향이 크다. 이 이유는, 고용 Nb는, 용접 열 사이클에 의해 매트릭스에 고용되는 시간을 요하지 않으므로, Nb가 입계에서 농화되기 쉽기 때문이다. 이 결과, 용접 균열이 발생하기 쉬워진다.
(c) 이상을 근거로 하면, 고용 Nb양은, 크리프 강도 및 내용접 균열성의 양쪽의 특성에 크게 영향을 미치는 것을 알 수 있다. 따라서, 안정된 높은 크리프 강도와 양호한 내용접 균열성을 양립하기 위해서는, 고용 Nb양을 적절한 범위로 제어할 필요가 있다. 마찬가지로, B 및 P에 대해서도, 크리프 강도 및 내용접 균열성 모두에 영향을 미치는 점에서, Nb 고용량을 B 함유량에 따라서 조정하는 것이 바람직하고, B와 P의 함유량에 따라서 조정하는 것이 더욱 바람직하다.
본 발명은 상기의 지견에 기초하여 이루어진 것이다. 이하, 본 발명의 각 요건에 대하여 상세하게 설명한다.
1. 화학 조성
각 원소의 한정 이유는 하기와 같다. 또한, 이하의 설명에 있어서 함유량에 대한 「％」는, 「질량％」를 의미한다.
C: 0.04 내지 0.12％
C는, 오스테나이트 조직을 안정되게 함과 함께 미세한 탄화물을 형성하여, 고온 사용 중의 크리프 강도를 향상시킨다. 이 때문에, C 함유량은, 0.04％ 이상으로 한다. C 함유량은, 0.06％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.07％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. 그러나, C를, 과잉으로 함유시키면, 그 효과가 포화됨과 함께, 탄화물이 다량으로 석출되어, 크리프 연성이 저하된다. 이 때문에, C 함유량은, 0.12％ 이하로 한다. C 함유량은, 0.10％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.09％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.
Si: 0.01 내지 0.30％
Si는, 제조 시에 있어서, 탈산 효과를 갖는다. 또한, Si는, 고온에서의 내식성 및 내산화성의 향상에 유효한 원소이다. 이 때문에, Si 함유량은, 0.01％ 이상으로 한다. Si 함유량은, 0.03％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.05％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하고, 0.10％ 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다. 그러나, Si를 과잉으로 함유시키면, 오스테나이트 조직의 안정성이 저하되어, 인성 및 크리프 강도의 저하를 초래한다. 이 때문에, Si 함유량은, 0.30％ 이하로 한다. Si 함유량은, 0.28％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.25％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하고, 0.20％ 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다.
Mn: 0.50 내지 1.50％
Mn은, Si와 마찬가지로, 탈산 효과를 갖는다. 또한, Mn은, 오스테나이트 조직을 안정되게 하여, 크리프 강도의 향상에 기여한다. 이 때문에, Mn 함유량은, 0.50％ 이상으로 한다. Mn 함유량은, 0.60％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.70％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. 그러나, Mn을 과잉으로 함유시키면, 취화를 초래하고, 또한, 크리프 연성의 저하도 발생한다. 이 때문에, Mn 함유량은, 1.50％ 이하로 한다. Mn 함유량은, 1.30％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 1.00％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.
P: 0.001 내지 0.040％
P는, 불순물로서 강에 포함되는 원소이지만, 크리프 강도를 높이는 효과를 갖는다. 이것은, 고용 강화 또는 석출 상태에 영향을 미치기 때문이라고 생각된다. 이 때문에, P 함유량은, 0.001％ 이상으로 한다. P 함유량은, 0.005％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.010％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하고, 0.020％ 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다.
그러나, P를 과잉으로 함유시키면, 용접 중에 용접 열영향부의 균열 감수성이 높아진다. 이 때문에, P 함유량은 0.040％ 이하로 한다. P 함유량은, 0.038％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.035％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.
S: 0.0050％ 미만
S는, P와 마찬가지로 불순물로서 강 중에 포함되어, 용접 중에 용접 열영향부의 균열 감수성을 높인다. 이 때문에, S 함유량은, 0.0050％ 미만으로 한다. S의 함유량은, 0.0020％ 미만으로 하는 것이 바람직하고, 0.0018％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하고, 0.0015％ 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다. 또한, S 함유량은 가능한 한 저감하는 것이 바람직하지만, 극도의 저감은 제강 비용의 증대를 초래한다. 이 때문에, S 함유량은, 0.0001％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.0002％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
Cu: 2.2 내지 3.8％
Cu는, 오스테나이트 조직의 안정성을 높임과 함께, 사용 중에 미세하게 석출되어, 크리프 강도의 향상에 기여한다. 이 때문에, Cu 함유량은, 2.2％ 이상으로 한다. Cu 함유량은, 2.5％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 2.7％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. 그러나, Cu를, 과잉으로 함유시키면, 열간 가공성이 저하된다. 이 때문에, Cu 함유량은, 3.8％ 이하로 한다. Cu 함유량은, 3.5％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 3.3％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.
Ni: 8.0 내지 11.0％
Ni는, 오스테나이트 조직을 안정되게 하여, 크리프 강도의 향상에 기여한다. 이 때문에, Ni 함유량은, 8.0％ 이상으로 한다. Ni 함유량은, 8.2％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 8.5％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. 그러나, Ni는, 고가의 원소이며, 다량의 함유는 비용의 증대를 초래함과 함께, 오스테나이트의 안정성이 높아져, 용접성을 저하시킨다. 이 때문에, Ni 함유량은, 11.0％ 이하로 한다. Ni 함유량은, 10.8％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 10.5％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.
Cr: 17.7 내지 19.3％
Cr은, 고온에서의 내산화성 및 내식성의 향상에 기여한다. 또한, 미세한 탄화물을 형성시켜서 크리프 강도의 확보에도 기여한다. 이 때문에, Cr 함유량은, 17.7％ 이상으로 한다. Cr 함유량은, 18.0％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 18.2％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. 그러나, Cr을, 과잉으로 함유시키면, 오스테나이트 조직의 안정성을 손상시켜 시그마상을 생성하여, 크리프 강도가 저하된다. 이 때문에, Cr 함유량은, 19.3％ 이하로 한다. Cr 함유량은, 19.0％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 18.8％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.
Mo: 0.01 내지 0.55％
Mo는, 매트릭스에 고용되어 고온에서의 크리프 강도 및 인장 강도의 향상에 기여한다. 이 때문에, Mo 함유량은, 0.01％ 이상으로 한다. Mo 함유량은, 0.03％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.05％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. 그러나, Mo를 과잉으로 함유시키면, 상기 효과는 포화된다. 또한, 오스테나이트 조직의 안정성을 손상시켜, 오히려 크리프 강도가 저하된다. 덧붙여, Mo는, 고가의 원소이므로, 비용의 증대를 초래한다. 이 때문에, Mo 함유량은, 0.55％ 이하로 한다. Mo 함유량은, 0.53％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.50％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하고, 0.40％ 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다.
Nb: 0.400 내지 0.650％
Nb는, 미세한 탄질화물, 질화물로서 석출되어, 크리프 강도의 향상에 기여한다. 이 때문에, Nb 함유량은, 0.400％ 이상으로 한다. Nb 함유량은, 0.420％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.450％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. 그러나, Nb를 과잉으로 함유시키면, 용접 중에 용접 열영향부의 용접 균열을 초래한다. 덧붙여, 탄질화물 및 질화물이 다량으로 석출되어, 재료의 연성이 저하된다. 이 때문에, Nb 함유량은, 0.650％ 이하로 한다. Nb 함유량은, 0.630％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.600％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.
또한, 상술한 Nb 함유량이란, 오스테나이트계 내열강에 포함되는 Nb의 총량을 의미한다. 즉, 고용 Nb양과, 석출물로서 존재하고 있는 Nb의 양의 합계를 의미한다. 본 발명에 관한 강에서는, Nb 함유량에 추가하여, 고용 Nb양, 즉, Nb 함유량과 전해 추출 잔사로서 분석되는 Nb양(석출물로서 존재하는 Nb양)의 차를, 소정의 범위로 한다. 또한, 고용 Nb양을, B 함유량, 또는 B 함유량 및 P에 따라서 소정의 범위로 하는 것이 바람직하다.
B: 0.0010 내지 0.0060％
B는, 입계 탄화물을 미세하게 분산시킴으로써, 크리프 강도를 향상시키는 효과를 갖는다. 이 때문에, B 함유량은, 0.0010％ 이상으로 한다. B 함유량은, 0.0020％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.0030％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. 그러나, B를, 과잉으로 함유시키면, 용접 중에 용접 열영향부의 균열 감수성이 높아진다. 이 때문에, B 함유량은, 0.0060％ 이하로 한다. B 함유량은, 0.0055％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.0050％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.
N: 0.050 내지 0.160％
N은, 오스테나이트 조직을 안정되게 함과 함께, 고용 또는 질화물로서 석출되어, 크리프 강도의 향상에 기여한다. 이 때문에, N 함유량은, 0.050％ 이상으로 한다. N 함유량은, 0.070％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하고, 0.090％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. 그러나, N을, 과잉으로 함유시키면, 다량의 미세 질화물이 석출되어, 크리프 연성 및 인성의 저하를 초래한다. 이 때문에, N 함유량은, 0.160％ 이하로 한다. N 함유량은, 0.140％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.120％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.
Al: 0.025％ 이하
Al은, 탈산 효과를 갖는다. 그러나, Al을 과잉으로 함유시키면, 강의 청정성이 열화되어, 열간 가공성이 저하된다. 이 때문에, Al 함유량은, 0.025％ 이하로 한다. Al 함유량은, 0.023％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.020％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다. 한편, 극단적인 Al의 저감은, 제강 비용의 증대를 초래하는 데다가, 상기 효과를 얻을 수 없다. 이 때문에, Al 함유량은, 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.002％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다.
O: 0.020％ 이하
O는, 불순물로서 강 중에 포함되고, 과잉으로 함유된 경우, 열간 가공성이 저하된다. 덧붙여, 인성 및 연성을 손상시킨다. 이 때문에, O 함유량은, 0.020％ 이하로 한다. O 함유량은, 0.018％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.015％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다. 또한, O 함유량에 대해서, 특별히 하한을 마련하지 않지만, 극단적인 함유량의 저감은 제조 비용을 증가시킨다. 이 때문에, O 함유량은, 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.002％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다.
화학 조성에 있어서, 상기 원소에 더하여, 또한 Co, W, Ti, V, Ta, Sn, Ca, Mg, 및 REM으로부터 선택되는 1종 이상을, 이하에 나타내는 범위에 있어서 함유시켜도 된다. 각 원소의 한정 이유에 대하여 설명한다.
Co: 0 내지 1.00％
Co는, Ni와 마찬가지로, 오스테나이트 조직을 안정되게 하여, 크리프 강도를 향상시키는 효과를 갖는다. 이 때문에, 필요에 따라서 함유시켜도 된다. 그러나, Co는, 매우 고가의 원소이며, 과잉으로 함유시키면, 제조 비용이 증가한다. 그 때문에, Co 함유량은, 1.00％ 이하로 한다. Co 함유량은, 0.90％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.80％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다. 한편, 상기 효과를 얻기 위해서는, Co 함유량은, 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.03％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다.
W: 0 내지 1.00％
W는, 매트릭스에 고용되거나, 또는 미세한 금속간 화합물상을 형성함으로써, 고온에서 크리프 강도를 향상시키는 효과를 갖는다. 이 때문에, 필요에 따라서 함유시켜도 된다. 그러나, W를, 과잉으로 함유시켜도, 상기 효과는 포화함과 함께, 오스테나이트 조직의 안정성을 손상시켜, 오히려 크리프 강도가 저하된다. 또한, 고가의 원소이므로, 제조 비용이 증가한다. 그 때문에, W 함유량은, 1.00％ 이하로 한다. W 함유량은, 0.90％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.80％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다. 한편, 상기 효과를 얻기 위해서는, W 함유량은, 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.03％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다.
Ti: 0 내지 0.40％
Ti는, 탄소 및 질소와 결합하여, 미세한 탄화물 및 탄질화물을 형성하여, 고온에서의 크리프 강도를 향상시키는 효과를 갖는다. 이 때문에, 필요에 따라서 함유시켜도 된다. 그러나, Ti를, 과잉으로 함유시키면, 석출물이 다량으로 석출되어, 크리프 연성 및 인성의 저하를 초래한다. 그 때문에, Ti 함유량은, 0.40％ 이하로 한다. Ti 함유량은, 0.35％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.30％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다. 한편, 상기 효과를 얻기 위해서는, Ti 함유량은, 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.02％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다.
V: 0 내지 0.40％
V는, Ti와 마찬가지로, 미세한 탄화물 및 탄질화물을 형성하여, 고온에서 크리프 강도를 향상시키는 효과를 갖는다. 이 때문에, 필요에 따라서 함유시켜도 된다. 그러나, V를, 과잉으로 함유시키면, 석출물이 다량으로 석출되어, 크리프 연성 및 인성의 저하를 초래한다. 그 때문에, V 함유량은, 0.40％ 이하로 한다. V 함유량은, 0.35％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.30％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다. 한편, 상기 효과를 얻기 위해서는, V 함유량은, 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.02％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다.
Ta: 0 내지 0.40％
Ta는, Ti 및 V와 마찬가지로, 미세한 탄화물 및 탄질화물을 형성하여, 고온에서 크리프 강도를 향상시키는 효과를 갖는다. 이 때문에, 필요에 따라서 함유시켜도 된다. 그러나, Ta를, 과잉으로 함유시키면, 석출물이 다량으로 석출되어, 크리프 연성 및 인성의 저하를 초래한다. 그 때문에, Ta 함유량은, 0.40％ 이하로 한다. Ta 함유량은, 0.35％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.30％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다. 한편, 상기 효과를 얻기 위해서는, Ta 함유량은, 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.02％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다.
Sn: 0 내지 0.0300％
Sn은, 용접 시공성을 적잖이 높이는 효과를 갖는다. 이 때문에, 필요에 따라서 함유시켜도 된다. 그러나, Sn을, 과잉으로 함유시키면, 용접 중에 용접 열영향부의 균열 감수성을 높임과 함께, 제조 시의 열간 가공성을 손상시킨다. 그 때문에, Sn 함유량은, 0.0300％ 이하로 한다. Sn 함유량은, 0.0250％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.0200％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다. 한편, 상기 효과를 얻기 위해서는, Sn 함유량은, 0.0002％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.0005％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다.
Ca: 0 내지 0.0100％
Ca는, 열간 가공성을 개선하는 효과를 갖는다. 이 때문에, 필요에 따라서 함유시켜도 된다. 그러나, Ca를, 과잉으로 함유시키면, 산소와 결합하여, 청정성을 현저하게 저하시켜서, 오히려 열간 가공성을 손상시킨다. 그 때문에, Ca 함유량은, 0.0100％ 이하로 한다. Ca 함유량은, 0.0080％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.0060％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다. 한편, 상기 효과를 얻기 위해서는, Ca 함유량은, 0.0002％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.0005％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다.
Mg: 0 내지 0.0100％
Mg는, Ca와 마찬가지로, 열간 가공성을 개선하는 효과를 갖는다. 이 때문에, 필요에 따라서 함유시켜도 된다. 그러나, Mg를, 과잉으로 함유시키면, 산소와 결합하여, 청정성을 현저하게 저하시킨다. 이 결과, 오히려 열간 가공성이 저하된다. 그 때문에, Mg 함유량은, 0.0100％ 이하로 한다. Mg 함유량은, 0.0080％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.0060％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다. 한편, 상기 효과를 얻기 위해서는, Mg 함유량은, 0.0002％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.0005％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다.
REM: 0 내지 0.0800％
REM은, Ca 및 Mg와 마찬가지로, 제조 시의 열간 가공성을 개선하는 효과를 갖는다. 이 때문에, 필요에 따라서 함유시켜도 된다. 그러나, REM을, 과잉으로 함유시키면, 산소와 결합하여, 청정성을 현저하게 저하시킨다. 이 결과, 오히려 열간 가공성이 저하된다. 그 때문에, REM 함유량은, 0.0800％ 이하로 한다. REM 함유량은, 0.0600％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.0500％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다. 한편, 상기 효과를 얻기 위해서는, REM 함유량은, 0.0005％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.0010％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다.
REM은, Sc, Y 및 란타노이드의 합계 17 원소를 가리키고, 상기 REM 함유량은 이들 원소의 합계 함유량을 의미한다. REM은, 공업적으로는, 미슈메탈의 형태로 첨가되는 경우가 많다.
본 발명의 화학 조성에 있어서, 잔부는 Fe 및 불순물이다. 여기서 「불순물」이란, 강을 공업적으로 제조할 때, 광석, 스크랩 등의 원료, 제조 공정의 다양한 요인에 의해 혼입되는 성분이며, 본 발명에 악영향을 미치지 않는 범위에서 허용되는 것을 의미한다.
2. 고용 Nb양
오스테나이트계 내열강에 함유되는 Nb 중, 사용 전에 석출물로서 존재하는 Nb는 크리프 강도의 향상에 기여하기는 하지만, 그 효과가 작다. 그에 반해, 고용 Nb는 고온에서의 사용 중에 탄질화물 또는 질화물로서, 장시간에 걸쳐, 미세하고 또한 밀하게 입자 내에 석출되어, 크리프 강도 및 그 안정화에 크게 기여한다.
그리고, 안정적으로 높은 크리프 강도를 얻기 위해서는, 고용 Nb양, 즉, 강에 함유되는 Nb양(Nb 함유량)과 사용 전에 석출물로서 존재하는 Nb양(즉, 잔사로서 분석되는 Nb양)의 차를 충분히 확보하는 것이 유효하다.
그 한편, 강에 함유되는 Nb는, 용접 시, 용접 열 사이클에 의해, 용접 열영향부의 결정립계에 편석된다. Nb는 강의 고상선 온도를 저하시키므로, Nb가 편석된 결정립계는, 국부적으로 용융되어, 용접 균열이 발생한다. 그리고, 강에 석출물로서 존재하는 Nb에 비해, 매트릭스에 고용되어 있는 고용 Nb는, 용접 열 사이클에 의해 매트릭스에 고용되는 시간을 요하지 않으므로, 용접 균열 감수성에 대한 영향의 정도가 크다.
덧붙여, 강에 함유되는 B는, Cr을 포함하는 입계 탄화물 중에 고용되어 미세하게 석출시켜, 크리프 강도를 높인다. 그리고, B는 Nb와 마찬가지로, 고상선 온도를 저하시키는 원소이며, 용접 시에는 용접 열영향부에서 입계에 편석되어, 용접 균열 감수성을 높인다. 이상을 근거로 하여, 고용 Nb양을 적절한 범위로 조정하고, 또한 B 함유량에 따라서, 고용 Nb양을 조정하는 것이 보다 바람직하다.
또한, 강에 함유되는 P도, B 및 Nb와 마찬가지로, 고상선 온도를 저하시키는 원소이며, 용접 시에는 용접 열영향부에서 입계에 편석되어, 용접 균열 감수성을 높인다. 이 점으로부터, Nb양을 적절한 범위로 조정하고, 또한 B 함유량 외에도 P 함유량에도 따라서, 고용 Nb양을 조정하는 것이 보다 바람직하다.
그래서, 본 발명에 관한 오스테나이트계 내열강에서는, 고용 Nb양에 상당하는, Nb 함유량과 전해 추출 잔사로서 분석되는 Nb양의 차가, 하기 (i)식을 만족할 필요가 있다.
0.170≤Nb-NbER≤0.480 … (i)
단, 상기 식 중의 Nb는, 강 중에 포함되는 Nb 함유량(질량％)을, NbER은 전해 추출 잔사로서 분석되는 Nb양(질량％)을 각각 의미한다.
(i)식 중변값인, 고용 Nb양이 0.170％ 미만이면, 사용 환경에 노출되기 전에, Nb를 포함하는 탄질화물 및 질화물이 석출된 상태로 되어 있고, 고온에서의 사용 시에, Nb를 포함하는 탄질화물 및 질화물이 결정립 내에 미세하게 석출되지 않는다. 또한, 이들 석출물이 조기에 조대화된다. 이 결과, 크리프 강도를 향상시킬 수 없다. 따라서, 고용 Nb양은, 0.170％ 이상으로 한다. 고용 Nb양은, 0.180％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.185％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하고, 0.190％ 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다.
그러나, 고용 Nb양이 0.480％를 초과하면, 용접 중에 용접 열영향부의 용접 균열 감수성을 보다 높인다. 이 때문에, 고용 Nb양은, 0.480％ 이하로 한다. 고용 Nb양은, 0.460％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.440％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하고, 0.400％ 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다.
또한, 상술한 바와 같이, Cr 탄화물에 고용되어, 미세하게 입계에 석출되어, 크리프 강도를 높이는 B의 효과와도 맞추어, 고용 Nb양을 조정하는 것이 바람직하다. 구체적으로는, 고용 Nb양이, 하기 (ii)식을 충족하는 것이 바람직하다.
-2B+0.185≤Nb-NbER≤-4B+0.480 … (ii)
단, 상기 식 중의 각 원소 기호는, 강 중에 포함되는 각 원소의 함유량(질량％)을, NbER은 전해 추출 잔사로서 분석되는 Nb양(질량％)을 각각 의미한다.
고용 Nb양이, (ii)식 좌변값 이상이면, 고용 Nb양을 확보한 후에, B가 고용된 Cr 탄화물이 미세하게 입계에 석출되어, 크리프 강도를 더욱 향상시키기 때문이다. 한편, 고용 Nb양이, (ii)식 우변값 이하이면, 내용접 균열성을 향상시킬 수 있기 때문이다.
덧붙여, 상술한 바와 같이, P는, 고용 강화 또는 석출 상태에 영향을 미쳐 크리프 강도를 향상시킨다고 생각되는 반면, B 및 Nb와 마찬가지로 고상선 온도를 저하시키고, 용접 시의 용접 열영향부에서 입계 편석되어, 용접 균열 감수성을 높인다. 이 점으로부터, B 함유량 외에도 P 함유량에도 따라서, 고용 Nb양을 조정하는 것이, 더욱 바람직하다. 구체적으로는, 고용 Nb양이, 하기 (iii)식을 충족하는 것이 바람직하다.
0.08P-2B+0.200≤Nb-NbER≤-0.4P-4B+0.450 … (iii)
단, 상기 식 중의 각 원소 기호는, 강 중에 포함되는 각 원소의 함유량(질량％)을, NbER은 전해 추출 잔사로서 분석되는 Nb양(질량％)을 각각 의미한다.
고용 Nb양이, (iii)식 좌변값 이상이면, 고용 Nb양을 확보한 후에, B가 고용된 Cr 탄화물이 미세하게 입계에 석출되고, 또한 P에 의한 고용 강화 또는 석출 상태를 양호하게 제어할 수 있기 때문이다. 이 결과, 크리프 강도를 더욱 향상시킨다고 생각된다. 한편, 고용 Nb양이, (iii)식 우변값 이하이면, 보다 안정된 내용접 균열성을 확보할 수 있기 때문이다.
또한, 상기 식 중의 전해 추출 잔사로서 분석되는 Nb양은, 이하의 수순으로 측정할 수 있다. 강으로부터, 소정의 크기의 시험편을 채취한다. 이 시험편을, 10체적％ 아세틸아세톤-1질량％ 테트라메틸암모늄클로라이드메탄올 용액을 전해액으로서 사용한 정전류 전해법에 의해, 전류 밀도 20mA/㎠로 상기 시험편을 양극 용해하여, 탄질화물 및 질화물을 잔사로서 추출한다. 추출한 잔사를 산 분해한 후, ICP(고주파 유도 결합 플라스마) 발광 분석을 행하여, 잔사 중의 Nb의 질량을 측정한다. 잔사 중의 Nb의 질량을 시험재의 용해량으로 나누어, 탄질화물 및 질화물로서 존재하는 Nb의 양을 구한다. 구한 Nb의 양이 전해 추출 잔사로서 분석되는 Nb양이 된다.
3. 제조 방법
본 발명에 관한 강의 바람직한 제조 방법에 대하여 설명한다. 본 발명에 관한 강은, 제조 방법에 구애되지 않고, 상술한 구성을 갖고 있으면, 그 효과를 얻을 수 있지만, 예를 들어 이하와 같은 제조 방법에 의해, 안정적으로 제조할 수 있다.
상술한 화학 조성을 갖는 강을 최종적인 형상, 즉 제품 형상으로 가공 성형하는 것이 바람직하다. 가공 성형할 때의 방법은, 특별히 한정되지 않고, 주형을 사용하여 성형하는 주조여도 되고, 소성 가공이어도 된다. 소성 가공에 의해 성형하는 경우, 예를 들어, 열간 압연, 열간 단조, 냉간 압연, 냉간 단조, 냉간 인발 등이 일례로서 생각되고, 가공 온도는, 열간, 냉간, 온간, 어느 온도역이어도 된다. 또한, 성형 공정 중에서, 필요에 따라서, 열처리, 산세를 행해도 된다.
또한, 가공 성형하는 제품 형상도 특별히 한정되지 않는다. 제품 형상으로서는, 예를 들어 판상, 관상, 봉상, 선상, H형, I형 등의 형상, 기타, 주형을 사용한 특수 형상 등이 형상으로서 생각된다.
계속해서, 고용화 열처리를 행하는 것이 바람직하다. 고용화 열처리에 있어서는, 열처리 온도를 1100 내지 1230℃의 온도역으로 하고, 열처리 시간을 1 내지 12분으로 하여, 열처리를 행하는 것이 바람직하다.
열처리 온도가 1100℃ 미만이면, 성형 공정까지 형성된 Nb를 포함하는 석출물이 충분히 매트릭스에 고용되지 않아, 고용 Nb양을 충분히 확보할 수 없다. 덧붙여, 성형 공정에서 도입된 가공 변형을 해소시킬 수 없다. 이 결과, 고온에 노출되는 사용 환경에 있어서, Nb를 포함하는 탄질화물 또는 질화물이 장시간에 걸쳐, 미세하고 또한 밀하게 석출되지 않아, 안정된 크리프 강도가 얻어지지 않는다고 생각된다. 따라서, 고용화 열처리의 열처리 온도는, 1100℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 열처리 온도는, 1120℃ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다.
한편, 열처리 온도가 1230℃를 초과하면, 고용 Nb양은 충분해지지만, 결정립의 조대화도 중첩되어, Nb의 입계 편석에 기인하여, 용접 열영향부에 있어서 용접 균열 감수성이 증대된다. 이 때문에, 열처리 온도는, 1230℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 열처리 온도는, 1200℃ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.
마찬가지로, 고용화 열처리의 열처리 시간이 1분 미만이면, 성형 공정까지 형성된 Nb를 포함하는 석출물이 충분히 매트릭스에 고용되지 않아, 고용 Nb양을 충분히 확보할 수 없다. 덧붙여, 성형 공정에서 도입된 가공 변형을 해소시킬 수 없다. 이 결과, 원하는 크리프 강도가 얻어지기 어려워진다. 이 때문에, 열처리 시간은, 1분 이상으로 하는 것이 바람직하다. 열처리 시간은, 2분 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다.
한편, 열처리 시간이 12분을 초과하면, 고용 Nb양은 충분해지지만, 결정립의 조대화도 중첩되어, Nb의 입계 편석에 기인하여, 용접 열영향부에 있어서 용접 균열 감수성이 증대된다. 이 때문에, 열처리 시간은, 12분 이하로 하는 것이 바람직하다. 열처리 시간은, 10분 이하로 하는 것이 보다 바람직하다. 또한, 상기의 열처리는, 열처리로를 사용하여 행해지고, 열처리에 있어서의 분위기는, 통상법에 따르면 된다. 예를 들어, 일반적인 열처리에서 사용되는 대기 분위기 또는 광휘 분위기가 생각된다.
상기 범위의 열처리 온도와 열처리 시간으로, 가열한 후, 냉각하는 것이 바람직하다. 냉각 시에, 냉각 방법은 특별히 한정되지 않지만, 어느 냉각 방법이어도, 1000 내지 600℃의 온도역의 냉각 속도를, 0.4℃/s 이상으로 하는 것이 바람직하고, 1.0℃/s 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다. 냉각 방법은, 물, 공기 등의 냉매를, 강에 분사함으로써, 강제적으로 냉각을 진행시키는, 강제 냉각을 행하는 것이 바람직하다. 강제 냉각의 일례로서는, 예를 들어, 수랭, 강제 공랭을 들 수 있다. 그리고, 강제 냉각을 행할 때, 열처리 온도와 강제 냉각을 개시할 때의 강의 온도의 차(이하, 단순히, 「냉각 개시 온도 차」라고 기재함)가, 40℃ 이하로 되도록, 제어하는 것이 보다 바람직하다.
냉각 개시 온도 차는, 0℃인 것이 바람직하다. 그러나, 통상의 제조 설비, 예를 들어, 실제 기기를 사용한 제조에 있어서, 냉각 개시 온도 차를 0℃로 하는 것은 곤란하다. 그래서, 냉각 개시 온도 차는, 1℃ 이상인 것이 보다 바람직하고, 2℃ 이상인 것이 더욱 바람직하다. 또한, 상기 열처리 온도란, 열처리 시의 강의 온도를 의미하고, 상기 강의 온도란, 강의 표면 온도를 의미한다.
또한, 냉각은, 강의 온도가, 300℃ 이하로 될 때까지 행하는 것이 바람직하다. 이들의 제조 조건을 충족함으로써, 고용 Nb양을 적절한 범위로 조정할 수 있다.
이하, 실시예에 의해 본 발명을 보다 구체적으로 설명하지만, 본 발명은 이들 실시예에 한정되는 것은 아니다.
실시예
표 1에 나타내는 화학 조성을 갖는 강종 A 내지 T의 재료를 용해하여 주입한 잉곳에 대하여, 열간 단조에 의해 두께 25mm, 열간 압연에 의해 두께 18mm로 한 후, 냉간 압연에 의해 두께 12mm로 성형하였다.
Figure pct00001
그 후, 냉간 압연 후의 소재로부터, 두께 12mm×폭 100mm×길이 100mm의 판재를 기계 가공에 의해 제작하였다. 제작한 판재를, 표 2 및 3에 나타내는 조건에서, 고용화 열처리를 행하였다. 또한, 고용화 열처리 중, 가열 후, 냉각 개시 온도 차가 표 2 및 3에 기재하는 바와 같은 범위가 되도록, 수랭을 행하였다. 수랭은, 강의 온도가 적어도 300℃ 이하에 도달할 때까지 행하여, 오스테나이트 조직을 갖는 강을 얻어, 시험재로 하였다. 또한, 냉각 개시 온도 차가 0℃인 예에 대해서는, 고용화 열처리 후, 즉시 냉각한 것을 나타낸다. 여기서, 어느 냉각 방법에 있어서도, 1000 내지 600℃의 온도역에 있어서, 냉각 속도가 0.4℃/s 이상이었다.
얻어진 시험재에 대하여 정전류 전해법에 의해, 전해 추출 잔사로서 분석되는 Nb양을 측정하였다. 구체적으로는, 시험재로부터 한 변이 8mm인 정사각형, 길이 40mm의 시험편을 채취하고, 10체적％ 아세틸아세톤-1질량％ 테트라메틸암모늄클로라이드메탄올 용액을 전해액으로서 사용한 정전류 전해법에 의해, 전류 밀도 20mA/㎠로 상기 시험편을 양극 용해하고, 탄질화물 및 질화물을 잔사로서 추출하였다. 추출한 잔사를 산 분해한 후, ICP(고주파 유도 결합 플라스마) 발광 분석을 행하여, 잔사 중의 Nb의 질량을 측정하고, 측정한 잔사 중의 Nb의 질량을 시험재의 용해량으로 나누어, 탄질화물 및 질화물로서 존재하는 Nb의 양을 구하였다.
또한, 얻어진 시험재로부터 환봉 크리프 시험편을 채취하고, 크리프 파단 시험을 행하였다. 평가는, 모재의 목표 파단 시간이, 1000시간이 되는 650℃×216MPa의 조건에서 크리프 파단 시험을 행하고, 파단 시간이 목표 파단 시간을 초과하거나, 또는 목표 파단 시간의 95％ 이상을 충족하는 것을 「우수」, 90％ 이상, 95％ 미만으로 되는 것을 「가능」이라고 하여 「합격」으로 하고, 90％를 하회하는 것을 「불합격」으로 하였다.
덧붙여, 일부에 대해서는, 700℃×147MPa의 조건에서도 크리프 파단 시험을 행하고, 파단 시간이 목표 파단 시간인 2000시간을 초과하거나, 또는 목표 파단 시간의 95％ 이상을 충족하는 것을 「우수」, 90％ 이상, 95％ 미만으로 되는 것을 「가능」이라고 하여 「합격」으로 하고, 90％를 하회하는 것을 「불합격」으로 하였다.
얻어진 시험재를 기계 가공에 의해, 두께 8mm까지 두께 감소시킨 후, 길이 방향 단부면에 도 1에 도시한 개선 가공을 실시하였다. 시험재의 개선면을 맞대고, JIS G 3106:2008에 규정된 SM400B 상당의 시판 중인 강판(두께 20mm, 폭 150mm, 길이 150mm) 상에, A5.11-2005 ENiCrFe-3에 규정된 피복 아크 용접봉을 사용하여 주위를 구속 용접한 후, 자동 가스 텅스텐 아크 용접에 의해 개선 내에 적층 용접하였다.
용접에는, 용가재로서 외경 1.2mm의 AWS A5.14-2009 ERNiCr-3을 사용하고, 입열을 약 9 내지 12kJ/cm로 하였다. 또한, 실드 가스 및 백 실드 가스에는 Ar을 사용하고, 유량을 10L/분으로 하였다. 덧붙여, 일부에 대해서는 얻어진 시험재를 두께 12mm의 상태에서 두께 감소시키지 않고, 상기와 마찬가지로, 개선 가공 및 구속 용접 그리고 적층 용접하였다.
얻어진 두께 8mm 및 12mm의 용접 조인트로부터 각각 횡단면을 5단면 현출시키고, 경면 연마, 부식한 후, 광학 현미경에 의해 현미경 검사를 하여, 용접부의 균열의 유무를 두께마다 조사하였다. 각 두께의 용접 조인트 시료에 있어서, 5개의 시료 모두에서 균열이 관찰되지 않은 용접 조인트를 「우수」, 1개의 시료에서 균열이 관찰된 용접 조인트를 「가능」이라고 하여, 「합격」으로 하고, 2개 이상의 시료에서 균열이 관찰된 용접 조인트를 「불합격」으로 하였다. 이하, 결과를 표 2 및표 3에 나타낸다.
Figure pct00002
Figure pct00003
표 2 및 표 3으로부터, 본 발명에서 규정하는 화학 성분을 충족하는 강종 A 내지 J를 사용하여, 적절한 고용화 열처리를 실시함으로써, (i)식 중변값인, 고용 Nb양이 본 발명의 규정을 충족한 시험체는, 양호한 크리프 강도가 얻어짐과 함께, 충분한 내용접 균열성도 구비하는 것을 알 수 있다. 또한, 시험체 A 내지 H, 및 O의 비교로부터, 고용 Nb양이 (ii)식을 충족하는 경우, 이들의 성능이 안정적으로 얻어지는 것을 알 수 있다. 덧붙여, (iii)식을 충족하는 경우, 이들의 성능이 보다 안정적으로 얻어지는 것을 알 수 있다.
또한, 시험체 D2, F2, I2, J2, N2, O2, U1, P2 및 Q2의 비교로부터, 안정된 크리프 강도를 얻기 위해서는 P를 소정의 범위로 관리하고, 높은 크리프 강도를 얻기 위해서는, 그 양을 증가시키는 것이 바람직한 것을 알 수 있다. 한편, 과잉으로 P를 함유하면 용접성이 저하되는 것도 알 수 있다. 덧붙여, 시험체 A1 및 A5 내지 A9의 비교로부터, 고용화 열처리 온도로부터 냉각 개시까지의 온도 저하를 40℃ 이하로 하는 것이 보다 바람직한 것을 알 수 있다.
그에 반해, 시험체 H3은, 고용 Nb양이 소정의 범위를 하회했기 때문에, 목표로 하는 크리프 강도가 얻어지지 않았다. 또한, 시험체 G4는, 고용 Nb양이 소정의 범위를 초과했기 때문에, 목표로 하는 용접성이 얻어지지 않았다.
부호 K를 사용한 시험체 K1은, Nb 함유량이 소정의 범위를 하회했기 때문에, 고용 Nb양이 본 발명의 규정을 충족하지 않아, 목표로 하는 크리프 강도가 얻어지지 않았다. 또한, 시험체 K2는, K1과 비교하여, 고용화 열처리 온도가 높았기 때문에, K1과 비교하여, 고용 Nb양은 높았지만, Nb 함유량이 본 발명의 규정을 충족하지 않았으므로, 목표로 하는 크리프 강도가 얻어지지 않았다.
또한, 부호 L 및 M을 사용한 시험체는, 각각 Nb 및 B 함유량이 본 발명에서 규정하는 범위를 초과했기 때문에, Nb 또는 B의 편석에 기인하여 용접 열영향부에 균열이 발생하여, 목표로 하는 용접성이 얻어지지 않았다.
또한, 부호 P 및 Q를 사용한 시험체는, P 함유량이 본 발명에서 규정하는 범위를 각각 하회하거나, 또는 초과했기 때문에, 각각 목표로 하는 크리프 강도와 용접성이 얻어지지 않았다. 덧붙여, 부호 R 및 S를 사용한 시험체는, 각각 Cr 및 Ni 함유량이 본 발명에서 규정하는 범위를 초과했기 때문에, 각각 크리프 강도와 용접성 중 어느 것이 목표를 충족하지 않았다. 또한, 부호 T를 사용한 시험체는, 본 발명에서 함유 범위를 규정하는 Mo를 함유하고 있지 않기 때문에, 크리프 강도가 목표를 충족하지 않았다.
본 발명에 따르면, 고온에서의 사용 시에 안정적으로 양호한 크리프 강도와, 우수한 내용접 균열성을 갖는 오스테나이트계 내열강을 얻을 수 있다.

Claims (6)

  1. 화학 조성이, 질량％로,
    C: 0.04 내지 0.12％,
    Si: 0.01 내지 0.30％,
    Mn: 0.50 내지 1.50％,
    P: 0.001 내지 0.040％,
    S: 0.0050％ 미만,
    Cu: 2.2 내지 3.8％,
    Ni: 8.0 내지 11.0％,
    Cr: 17.7 내지 19.3％,
    Mo: 0.01 내지 0.55％,
    Nb: 0.400 내지 0.650％,
    B: 0.0010 내지 0.0060％,
    N: 0.050 내지 0.160％,
    Al: 0.025％ 이하,
    O: 0.020％ 이하,
    Co: 0 내지 1.00％,
    W: 0 내지 1.00％,
    Ti: 0 내지 0.40％,
    V: 0 내지 0.40％,
    Ta: 0 내지 0.40％,
    Sn: 0 내지 0.0300％,
    Ca: 0 내지 0.0100％,
    Mg: 0 내지 0.0100％,
    REM: 0 내지 0.0800％,
    잔부: Fe 및 불순물이며,
    Nb 함유량과 전해 추출 잔사로서 분석되는 Nb양의 차가, 하기 (i)식을 충족하는, 오스테나이트계 내열강.
    0.170≤Nb-NbER≤0.480 … (i)
    단, 상기 식 중의 Nb는, 강 중에 포함되는 Nb 함유량(질량％)을, NbER은 전해 추출 잔사로서 분석되는 Nb양(질량％)을 각각 의미한다.
  2. 제1항에 있어서,
    하기 (ii)식을 충족하는, 오스테나이트계 내열강.
    -2B+0.185≤Nb-NbER≤-4B+0.480 … (ii)
    단, 상기 식 중의 각 원소 기호는, 강 중에 포함되는 각 원소의 함유량(질량％)을, NbER은 전해 추출 잔사로서 분석되는 Nb양(질량％)을 각각 의미한다.
  3. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    상기 화학 조성이, 질량％로,
    Co: 0.01 내지 1.00％,
    W: 0.01 내지 1.00％,
    Ti: 0.01 내지 0.40％,
    V: 0.01 내지 0.40％,
    Ta: 0.01 내지 0.40％,
    Sn: 0.0002 내지 0.0300％,
    Ca: 0.0002 내지 0.0100％,
    Mg: 0.0002 내지 0.0100％, 및
    REM: 0.0005 내지 0.0800％,
    로부터 선택되는 1종 이상을 함유하는, 오스테나이트계 내열강.
  4. 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서,
    하기 (iii)식을 충족하는, 오스테나이트계 내열강.
    0.08P-2B+0.200≤Nb-NbER≤-0.4P-4B+0.450 … (iii)
    단, 상기 식 중의 각 원소 기호는, 강 중에 포함되는 각 원소의 함유량(질량％)을, NbER은 전해 추출 잔사로서 분석되는 Nb양(질량％)을 각각 의미한다.
  5. 제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 화학 조성이, 질량％로,
    P: 0.010 내지 0.040％
    를 함유하는, 오스테나이트계 내열강.
  6. 제1항 내지 제5항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 화학 조성이, 질량％로,
    P: 0.020 내지 0.038％
    를 함유하는, 오스테나이트계 내열강.
KR1020227041020A 2020-04-30 2021-04-21 오스테나이트계 내열강 KR20230002998A (ko)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JPJP-P-2020-080197 2020-04-30
JP2020080197 2020-04-30
PCT/JP2021/016188 WO2021220912A1 (ja) 2020-04-30 2021-04-21 オーステナイト系耐熱鋼

Publications (1)

Publication Number Publication Date
KR20230002998A true KR20230002998A (ko) 2023-01-05

Family

ID=78373577

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020227041020A KR20230002998A (ko) 2020-04-30 2021-04-21 오스테나이트계 내열강

Country Status (6)

Country Link
US (1) US20230203629A1 (ko)
EP (1) EP4144871A4 (ko)
JP (1) JP7457262B2 (ko)
KR (1) KR20230002998A (ko)
CN (1) CN115461483A (ko)
WO (1) WO2021220912A1 (ko)

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS62133048A (ja) 1985-12-04 1987-06-16 Sumitomo Metal Ind Ltd 高温強度の優れたオーステナイト鋼
JP2000256803A (ja) 1999-03-04 2000-09-19 Sumitomo Metal Ind Ltd 高温強度と延性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼
JP2003268503A (ja) 2002-03-08 2003-09-25 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐水蒸気酸化性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼管およびその製造方法
WO2009044796A1 (ja) 2007-10-03 2009-04-09 Sumitomo Metal Industries, Ltd. オーステナイト系ステンレス鋼
WO2013073055A1 (ja) 2011-11-18 2013-05-23 住友金属工業株式会社 オーステナイト系ステンレス鋼
JP2014001436A (ja) 2012-06-20 2014-01-09 Nippon Steel & Sumitomo Metal オーステナイト系耐熱鋼管

Family Cites Families (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3543366B2 (ja) * 1994-06-28 2004-07-14 住友金属工業株式会社 高温強度の良好なオーステナイト系耐熱鋼
JP3848463B2 (ja) * 1997-05-08 2006-11-22 新日本製鐵株式会社 溶接性に優れた高強度オーステナイト系耐熱鋼およびその製造方法
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
JP2003166039A (ja) * 2001-04-25 2003-06-13 Nippon Steel Corp 鋭敏化特性、高温強度および耐食性に優れたオーステナイト系耐熱鋼とその製造方法
JP2006075853A (ja) * 2004-09-08 2006-03-23 Sumitomo Metal Ind Ltd オーステナイト系合金鋼のレーザ溶接継手およびその製造方法
CN101633999B (zh) 2009-05-26 2011-06-01 山西太钢不锈钢股份有限公司 一种奥氏体不锈钢及其钢管和钢管的制造方法
JP6289941B2 (ja) * 2014-03-05 2018-03-07 株式会社神戸製鋼所 オーステナイト系耐熱鋼
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
JP6481768B2 (ja) * 2015-09-30 2019-03-13 新日鐵住金株式会社 オーステナイト系ステンレス鋼及びオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法
EP3693127A4 (en) * 2017-10-03 2021-03-24 Nippon Steel Corporation WELDING MATERIAL FOR HEAT RESISTANT AUSTENITIC STEEL, WELDED METAL AND WELDED STRUCTURE, AND PROCESS FOR MANUFACTURING WELDED METAL AND WELDED STRUCTURE
JP7106962B2 (ja) * 2018-04-19 2022-07-27 日本製鉄株式会社 オーステナイト系ステンレス鋼
JP7393627B2 (ja) * 2019-09-26 2023-12-07 日本製鉄株式会社 オーステナイト系ステンレス鋼溶接継手

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS62133048A (ja) 1985-12-04 1987-06-16 Sumitomo Metal Ind Ltd 高温強度の優れたオーステナイト鋼
JP2000256803A (ja) 1999-03-04 2000-09-19 Sumitomo Metal Ind Ltd 高温強度と延性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼
JP2003268503A (ja) 2002-03-08 2003-09-25 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐水蒸気酸化性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼管およびその製造方法
WO2009044796A1 (ja) 2007-10-03 2009-04-09 Sumitomo Metal Industries, Ltd. オーステナイト系ステンレス鋼
WO2013073055A1 (ja) 2011-11-18 2013-05-23 住友金属工業株式会社 オーステナイト系ステンレス鋼
JP2014001436A (ja) 2012-06-20 2014-01-09 Nippon Steel & Sumitomo Metal オーステナイト系耐熱鋼管

Also Published As

Publication number Publication date
EP4144871A1 (en) 2023-03-08
EP4144871A4 (en) 2024-05-22
JPWO2021220912A1 (ko) 2021-11-04
US20230203629A1 (en) 2023-06-29
JP7457262B2 (ja) 2024-03-28
CN115461483A (zh) 2022-12-09
WO2021220912A1 (ja) 2021-11-04

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN108367396B (zh) 铁素体系耐热钢用焊接材料、铁素体系耐热钢用焊接接头以及铁素体系耐热钢用焊接接头的制造方法
US8444778B2 (en) Low-thermal-expansion Ni-based super-heat-resistant alloy for boiler and having excellent high-temperature strength, and boiler component and boiler component production method using the same
JP6481768B2 (ja) オーステナイト系ステンレス鋼及びオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法
JPWO2006106944A1 (ja) オーステナイト系ステンレス鋼
CN111344427B (zh) 奥氏体系耐热钢焊接金属、焊接接头、奥氏体系耐热钢用焊接材料以及焊接接头的制造方法
JP7167707B2 (ja) オーステナイト系耐熱鋼
KR20190029654A (ko) 조합된 고 크리프 파단 강도 및 내산화성을 지닌 마르텐사이트계 고 크롬 내열강
KR20190117598A (ko) 오스테나이트계 내열 합금 및 그 제조 방법
KR102506230B1 (ko) 오스테나이트계 스테인리스강
JP6965938B2 (ja) オーステナイト系ステンレス鋼溶接金属および溶接構造物
JP5741454B2 (ja) −１９６℃におけるシャルピー試験値が母材、溶接継手共に１００Ｊ以上である靭性と生産性に優れたＮｉ添加鋼板およびその製造方法
JP6439579B2 (ja) オーステナイト系耐熱合金溶接継手の製造方法およびそれを用いて得られる溶接継手
JP2014039953A (ja) 二相ステンレス鋼用溶接材料
KR20230002998A (ko) 오스테나이트계 내열강
JP7218573B2 (ja) フェライト系耐熱鋼溶接金属およびそれを備えた溶接継手
WO2021220913A1 (ja) オーステナイト系耐熱鋼の製造方法
CN112391576A (zh) 低合金耐热钢及钢管
KR20240034213A (ko) 페라이트계 내열강
US20230257861A1 (en) Austenitic stainless steel and hydrogen resistant member
CN113574198A (zh) 铁素体系耐热钢
JP2021195602A (ja) 低合金耐熱鋼
JP2023118054A (ja) オーステナイト系ステンレス鋼及び耐水素性部材