JPH01275739A - 延性，靭性に優れた低Ｓｉ高強度耐熱鋼管 - Google Patents
延性，靭性に優れた低Ｓｉ高強度耐熱鋼管Info
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- JPH01275739A JPH01275739A JP63106794A JP10679488A JPH01275739A JP H01275739 A JPH01275739 A JP H01275739A JP 63106794 A JP63106794 A JP 63106794A JP 10679488 A JP10679488 A JP 10679488A JP H01275739 A JPH01275739 A JP H01275739A
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- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
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- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
〔産業上の利用分野〕
本発明は、延性、靭性に優れた低Ｓｉ高強度耐熱鋼管に
関する。
関する。
石炭焚ボイラや石炭ガス化複合発電等腐食環境の厳しい
高温下で使用される過熱器管や再熱器管材料では、高温
強度、耐食性は勿論であるが、高温で長時間使用した場
合の延性、靭性が重要である。
高温下で使用される過熱器管や再熱器管材料では、高温
強度、耐食性は勿論であるが、高温で長時間使用した場
合の延性、靭性が重要である。
一般に耐食性の改善は、Ｃｒ量の増加により達成される
が、Ｃｒ量を増加するとオーステナイト相を維持するの
にＮｉ１ｉの増加が余儀なくされ、このような高合金化
では耐食性の改善は達せられるものの、高温強度として
は１８−８系ステンレス鋼レベルを維持できればよい方
で、多くの場合５ｔｌＳ３１０鋼の例に見るように低下
をきたす。
が、Ｃｒ量を増加するとオーステナイト相を維持するの
にＮｉ１ｉの増加が余儀なくされ、このような高合金化
では耐食性の改善は達せられるものの、高温強度として
は１８−８系ステンレス鋼レベルを維持できればよい方
で、多くの場合５ｔｌＳ３１０鋼の例に見るように低下
をきたす。
そこで本発明者らは、特公昭６２−１４６３０号公報に
より、溶接性と高温強度に優れるオーステナイト鋼を開
示した。これは次記の知見を基礎としたものである。
より、溶接性と高温強度に優れるオーステナイト鋼を開
示した。これは次記の知見を基礎としたものである。
■ Ｃｒ増量下で、オーステナイト相維持にＮを使用し
てその分Ｎｉ量の増量を抑え、Ｎの固溶強化により高温
強度向上が得られるとともに、Ｂ、Ｎｂを単独あるいは
複合添加させることにより炭窒化物の微細分散析出強化
が得られ高温強度改善が図られる。
てその分Ｎｉ量の増量を抑え、Ｎの固溶強化により高温
強度向上が得られるとともに、Ｂ、Ｎｂを単独あるいは
複合添加させることにより炭窒化物の微細分散析出強化
が得られ高温強度改善が図られる。
■ ＡｌＭｇの添加により、高温強度更に延性、靭性を
高めることができる。
高めることができる。
■ 不純物としてのＰ、Ｓレベルを互いの量およびＢ、
Ｎｂ量を考慮して特定の条件下で低く規制することによ
り、溶性性が向上する。
Ｎｂ量を考慮して特定の条件下で低く規制することによ
り、溶性性が向上する。
上記公報記載のオーステナイト鋼は、確かに特性的に優
れるものの、脱酸のために約０，３％以上必ず添加され
ていた鋼中のＳｉが、塊状窒化物（Ｃｒ２Ｎ）の析出を
招き、長時間下における高温強度、延性および靭性の低
下を招く。なお、期中のＳｉ量は、前記公報の第１表お
よび第２表をみても、最低で０．１６％である。
れるものの、脱酸のために約０，３％以上必ず添加され
ていた鋼中のＳｉが、塊状窒化物（Ｃｒ２Ｎ）の析出を
招き、長時間下における高温強度、延性および靭性の低
下を招く。なお、期中のＳｉ量は、前記公報の第１表お
よび第２表をみても、最低で０．１６％である。
そこで、本発明の主たる目的は、高温強度、延性および
靭性が著しく改善された耐熱鋼管を提供することにある
。
靭性が著しく改善された耐熱鋼管を提供することにある
。
上記課題は、Ｃ： ０．１０％以下、Ｓｉ：０．１５％
以下、Ｍｎ：５％以下、Ｃｒ：２０〜３０％、Ｎｉ：１
５〜３０％、Ｎ ： ０．１５〜０．３５％、Ｎｂ ：
０．１０〜１．０％、０□ ： ０．００５％以下を
含み、Ａ Ａ ： ０．０２０〜０．１％およびＭｇ
： ０．００３〜０．０２％のうち少くとも一方を含み
、かつ次記式を満足する量で含有し、 ０．００６ （χ）≦−ＡＺ（χ） ＋Ｍｇ（χ）５
０．０２０％・・・ｆｌ）残部がＦｅおよび不可避的不
純物からなることで解決できる。
以下、Ｍｎ：５％以下、Ｃｒ：２０〜３０％、Ｎｉ：１
５〜３０％、Ｎ ： ０．１５〜０．３５％、Ｎｂ ：
０．１０〜１．０％、０□ ： ０．００５％以下を
含み、Ａ Ａ ： ０．０２０〜０．１％およびＭｇ
： ０．００３〜０．０２％のうち少くとも一方を含み
、かつ次記式を満足する量で含有し、 ０．００６ （χ）≦−ＡＺ（χ） ＋Ｍｇ（χ）５
０．０２０％・・・ｆｌ）残部がＦｅおよび不可避的不
純物からなることで解決できる。
また、さらにＢを０．００１〜０．０２０％含むと高温
強度特性がさらに改善される。
強度特性がさらに改善される。
さらに、溶体化処理前の製造工程中において、溶体化処
理温度よりも３０℃以上高い温度に加熱処理されている
と、高温強度に優れる。
理温度よりも３０℃以上高い温度に加熱処理されている
と、高温強度に優れる。
以下さらに本発明を詳説する。
まず、本発明における数値限定理由について説明する。
Ｃ：耐熱鋼として必要な引張強さおよびクリープ破断強
度を確保するのに有効な成分であるが、本発明ではＮに
よる強化を利用していることおよび０．１０％を超えて
添加すると耐粒界腐食特性を劣化させるので０．１０％
以下とした。
度を確保するのに有効な成分であるが、本発明ではＮに
よる強化を利用していることおよび０．１０％を超えて
添加すると耐粒界腐食特性を劣化させるので０．１０％
以下とした。
ＮＵＮはＣと同様オーステナイト生成元素であるととも
に高温強度改善に有効な元素であり、その効果を十分に
発揮させるには０．１５％以上必要である。しかし０．
３５％を土建ると多量の窒化物が生成し時効後の靭性の
低下を来たすので、０．１５〜０．３５％とした。
に高温強度改善に有効な元素であり、その効果を十分に
発揮させるには０．１５％以上必要である。しかし０．
３５％を土建ると多量の窒化物が生成し時効後の靭性の
低下を来たすので、０．１５〜０．３５％とした。
なお本発明では低Ｓｉ化によりＮの固溶限を高めている
ため、高Ｎ域でも窒化物析出が抑制されることから高温
強度向上の点より、さらに好ましくは０．２０〜０６３
５％とするのがよい。
ため、高Ｎ域でも窒化物析出が抑制されることから高温
強度向上の点より、さらに好ましくは０．２０〜０６３
５％とするのがよい。
Ｓｉ ： Ｓｉは脱酸剤として有効な元素であり、オー
ステナイトステンレス鋼では通常約０．３％以上添加す
ることが必須となっているが、Ｎ添加鋼では長時間使用
後の延性、靭性低下の要因となる塊状のＣｒ窒化物（Ｃ
ｒ２Ｎ）析出を促進し、長時間側でのクリープ破断強度
も低下させる。そこで本発明では、０．１５％以下に低
減することによりＣｒ窒化物（ＣｒＪ）析出を防止し、
優れた性能を得るために、０．１５％以下にした。
ステナイトステンレス鋼では通常約０．３％以上添加す
ることが必須となっているが、Ｎ添加鋼では長時間使用
後の延性、靭性低下の要因となる塊状のＣｒ窒化物（Ｃ
ｒ２Ｎ）析出を促進し、長時間側でのクリープ破断強度
も低下させる。そこで本発明では、０．１５％以下に低
減することによりＣｒ窒化物（ＣｒＪ）析出を防止し、
優れた性能を得るために、０．１５％以下にした。
Ｍｎ：脱酸および加工性改善に効果があり、同時にオー
ステナイト生成にも有用であってＮｉの一部をＭｎで置
換えることができる。しかし、過剰添加では、σ相析出
を促進し、長時間側でのクリープ破断強度延性および靭
性を悪化させるので５％以下とした。
ステナイト生成にも有用であってＮｉの一部をＭｎで置
換えることができる。しかし、過剰添加では、σ相析出
を促進し、長時間側でのクリープ破断強度延性および靭
性を悪化させるので５％以下とした。
Ｃｒ：高温強度、耐酸化性、耐食性の改善に優れた効果
を示すが、２０％未満では十分な耐食性が得られず、ま
た３０％を超えると加工性が不足するとともに安定した
完全オーステナイト相を得難くなるので、本発明では２
０〜３０％に限定した。
を示すが、２０％未満では十分な耐食性が得られず、ま
た３０％を超えると加工性が不足するとともに安定した
完全オーステナイト相を得難くなるので、本発明では２
０〜３０％に限定した。
また、特に、厳しい腐食環境下での耐食性の点から２２
％以上、他方窒化物抑制の点から２７％以下がより好ま
しい。
％以上、他方窒化物抑制の点から２７％以下がより好ま
しい。
Ｎｉ：安定なオーステナイト組織を得るために必須の元
素であり、Ｎ量およびＣｒ量との関係から決められるが
、本発明では１５〜３０％が適当である。
素であり、Ｎ量およびＣｒ量との関係から決められるが
、本発明では１５〜３０％が適当である。
さらに、前述のように、高温強度の点よりＮ量を０．２
０〜０．３５％にした場合のＮｉ量は、１５〜２５％の
範囲とすることが窒化物析出抑制の点で特に好ましい。
０〜０．３５％にした場合のＮｉ量は、１５〜２５％の
範囲とすることが窒化物析出抑制の点で特に好ましい。
八β、Ｍｇ：脱酸および加工性改善に有効な元素である
ばかりでなくクリープ破断延性や靭性改善にも寄与する
。特に本発明鋼のようにＳｉ量を極低化した場合には、
その効果を発揮させるためには、Ａ Ａ Ｏ，０２０％
以上、Ｍｇ ： ０．００３％以上の１種または２種を
前記Ｔｌ１式を満足する範囲で添加する必要がある。し
かしＡｌが０．１％を超えるとσ相析出を促進し長時間
側での強度、靭性を再び低下させるのでＡβは０．０２
０〜０．１０％とした。
ばかりでなくクリープ破断延性や靭性改善にも寄与する
。特に本発明鋼のようにＳｉ量を極低化した場合には、
その効果を発揮させるためには、Ａ Ａ Ｏ，０２０％
以上、Ｍｇ ： ０．００３％以上の１種または２種を
前記Ｔｌ１式を満足する範囲で添加する必要がある。し
かしＡｌが０．１％を超えるとσ相析出を促進し長時間
側での強度、靭性を再び低下させるのでＡβは０．０２
０〜０．１０％とした。
またＭｇが０．０２％を超えると加工性、延性および靭
性改善効果が小さくなり、かつ溶接性を劣化させる傾向
があるのでＭｇは０．００３〜０．２０％とした。
性改善効果が小さくなり、かつ溶接性を劣化させる傾向
があるのでＭｇは０．００３〜０．２０％とした。
０□ ：０２が増加するとクリープ破断強度および破断
延性が低下するので本発明のような極低Ｓｉ鋼において
は０□を０．００５％以下に抑制する必要がある。より
好ましくは０．００３％以下とする。
延性が低下するので本発明のような極低Ｓｉ鋼において
は０□を０．００５％以下に抑制する必要がある。より
好ましくは０．００３％以下とする。
Ｎｂ：炭窒化物の微細分散析出強化元素として有効であ
り、特に本発明のようにＮ添加鋼では、ＮｂＣｒＮとい
う複合窒化物が微細に析出し強度改善に寄与する。この
効果を発揮させるためには少くとも０．１％以上必要で
あるが過剰添加すると溶体化状態での未固溶のＮｂ炭窒
化物量が増加し高温強度改善効果が減殺され、かつ靭性
も低下するので本発明では０．１〜１．０％とした。特
にクリープ破断強度と破断延性とのバランスの点からは
０．２０〜０．６０％がより好ましい。
り、特に本発明のようにＮ添加鋼では、ＮｂＣｒＮとい
う複合窒化物が微細に析出し強度改善に寄与する。この
効果を発揮させるためには少くとも０．１％以上必要で
あるが過剰添加すると溶体化状態での未固溶のＮｂ炭窒
化物量が増加し高温強度改善効果が減殺され、かつ靭性
も低下するので本発明では０．１〜１．０％とした。特
にクリープ破断強度と破断延性とのバランスの点からは
０．２０〜０．６０％がより好ましい。
Ｂ：炭化物の微細分散析出強化および粒界強化を通して
高温強度特性を改善するのに有効な元素であるが、０．
００１％未満では効果が得られず、また過剰の添加は溶
接性の劣化をきたすので、上限は０．０２０％とした。
高温強度特性を改善するのに有効な元素であるが、０．
００１％未満では効果が得られず、また過剰の添加は溶
接性の劣化をきたすので、上限は０．０２０％とした。
より好ましい上限は０．００５％である。
Ｐ、Ｓ：不純物として含有されるＰ、Ｓは溶接性に悪影
響をおよぼすとともに高温長時間側でのクリープ破断強
度を低下させるので本発明鋼ではＰｏ、０２０％以下、
３０．００５％以下に抑える必要がある。
響をおよぼすとともに高温長時間側でのクリープ破断強
度を低下させるので本発明鋼ではＰｏ、０２０％以下、
３０．００５％以下に抑える必要がある。
溶体化処理温度よりも３０℃以上高い温度での加熱処理
： 溶体化処理前の製造工程中において、溶体化処理温度よ
りも３０℃以上高い温度で加熱処理するのであるが、溶
体処理前の製造工程とは、鋼塊のビレット加工時、熱間
押出時、等の加熱工程や冷間加工前の軟化焼鈍工程等を
言い、これらの工程において少なくとも一つの工程にお
いて加熱されていれば目的を達成できる。従来のオース
テナイト鋼管の製造工程においては溶体化処理前の加熱
は１２００℃以下であり、溶体化処理温度＋３０℃以上
の高温に加熱されることはなかった。軟化焼鈍について
も、従来は溶体化温度より低い温度で実施されるもので
ある。
： 溶体化処理前の製造工程中において、溶体化処理温度よ
りも３０℃以上高い温度で加熱処理するのであるが、溶
体処理前の製造工程とは、鋼塊のビレット加工時、熱間
押出時、等の加熱工程や冷間加工前の軟化焼鈍工程等を
言い、これらの工程において少なくとも一つの工程にお
いて加熱されていれば目的を達成できる。従来のオース
テナイト鋼管の製造工程においては溶体化処理前の加熱
は１２００℃以下であり、溶体化処理温度＋３０℃以上
の高温に加熱されることはなかった。軟化焼鈍について
も、従来は溶体化温度より低い温度で実施されるもので
ある。
ところで、本発明のようなＮ、Ｎｂ複合添加鋼では溶体
化処理後も未固溶窒化物が若干残存しこれらは粗大で塊
状に存在するため高温強度の改善には寄与しない。この
ような未固溶窒化物量を少くするためには溶体化温度を
高めればよいが結晶粒の粗大化を招き延性が低下する。
化処理後も未固溶窒化物が若干残存しこれらは粗大で塊
状に存在するため高温強度の改善には寄与しない。この
ような未固溶窒化物量を少くするためには溶体化温度を
高めればよいが結晶粒の粗大化を招き延性が低下する。
これに対して溶体化処理前の工程での加熱を溶体化処理
温度より高めると軟化処理時の未固溶窒化物量が減少し
加工後の溶体化処理時に過飽和に固溶した窒化物が再び
析出するが、これらは未固溶窒化物に比較して極めて微
細なＮｂＣｒＮとして析出する。すなわち、溶体化処理
温度が同じであっても、溶体化処理前に、溶体化処理よ
りも高温で処理することにより、強化に寄与する微細な
ＮｂＣｒＮ量が増加するため、クリープ破断強度がさら
に改善されるものである。
温度より高めると軟化処理時の未固溶窒化物量が減少し
加工後の溶体化処理時に過飽和に固溶した窒化物が再び
析出するが、これらは未固溶窒化物に比較して極めて微
細なＮｂＣｒＮとして析出する。すなわち、溶体化処理
温度が同じであっても、溶体化処理前に、溶体化処理よ
りも高温で処理することにより、強化に寄与する微細な
ＮｂＣｒＮ量が増加するため、クリープ破断強度がさら
に改善されるものである。
この効果は、溶体化処理温度より３０℃以上高い温度で
加熱処理することで顕在化する。
加熱処理することで顕在化する。
次に本発明を実施例をあげて具体的に説明する。
第１表および第２表に供試材化学成分を示す。
（１）〜α９鋼が本発明鋼であり（Ａ）〜（Ｐ）鋼は比
較綱である。これらはいずれも真空中で１７ｋｇ溶製を
行い、鍛造後、１１００℃で軟化処理を施し、冷間圧延
後１２００℃で溶体化処理を行った。また一部の供試材
については軟化温度を１２５０℃に高めて試験を行った
。
較綱である。これらはいずれも真空中で１７ｋｇ溶製を
行い、鍛造後、１１００℃で軟化処理を施し、冷間圧延
後１２００℃で溶体化処理を行った。また一部の供試材
については軟化温度を１２５０℃に高めて試験を行った
。
これら供試材については７００℃でのクリープ破断試験
を行うとともに７００°ＣＸ３０００ｈｒ時効材につい
て、シャルピー衝撃試験および時効により生ずる残渣Ｃ
ｒ量、窒化物中Ｎ量を定量した。
を行うとともに７００°ＣＸ３０００ｈｒ時効材につい
て、シャルピー衝撃試験および時効により生ずる残渣Ｃ
ｒ量、窒化物中Ｎ量を定量した。
またσ相の面積率を求めた。さらに石炭焚ボイラを想定
した合成法塗布による高温腐食試験を行った。これらの
結果を第３表にまとめて示す。
した合成法塗布による高温腐食試験を行った。これらの
結果を第３表にまとめて示す。
また、第１図に７００℃でのクリープ破断時間および破
断伸びとＳｉ量との関係を、第２図に７００”ＣＸ ｌ
１ ｋｇｆ／１ｍ２でのクリープ破断試験結果を、第
３図に７００℃Ｘ ３０００ ｈｒ時効材の衝撃値と５
ｉｆｆｉとの関係を、第４図に７００℃Ｘ３０００ ｈ
ｒ時効材のシャルピー衝撃値、時効により生じる残渣Ｃ
ｒ量ならびに窒化物中Ｎ量を、第５図に７００ ’ＣＸ
３０００ｈｒ時効により生じる残渣Ｃｒ量、σ相世およ
び窒化物Ｎ量とＳｉ量との関係を、第６図にクリープ破
断寿命と軟化処理温度との関係をそれぞれ示した。
断伸びとＳｉ量との関係を、第２図に７００”ＣＸ ｌ
１ ｋｇｆ／１ｍ２でのクリープ破断試験結果を、第
３図に７００℃Ｘ ３０００ ｈｒ時効材の衝撃値と５
ｉｆｆｉとの関係を、第４図に７００℃Ｘ３０００ ｈ
ｒ時効材のシャルピー衝撃値、時効により生じる残渣Ｃ
ｒ量ならびに窒化物中Ｎ量を、第５図に７００ ’ＣＸ
３０００ｈｒ時効により生じる残渣Ｃｒ量、σ相世およ
び窒化物Ｎ量とＳｉ量との関係を、第６図にクリープ破
断寿命と軟化処理温度との関係をそれぞれ示した。
く参考〉
クリープ破断特性については、第３表、第１図および第
２図に示すように、比較的短時間の高応力側（１７ｋｇ
ｆ／韻２）では、Ｓｉ量によるクリープ破断寿命差や破
断延性差は特に見られないのに対し、長時間側の低応力
側（１１ｋｇｆ／ｍ２）ではＳｉ量の影響が大きく、ｓ
ｉ量が０．１５％を超えると、破断寿命、破断伸びとも
著しく低化することがわかる。すなわち、Ｓｉ量を極低
下することにより、破断寿命および破断延性が大巾に向
上できることを明らかである。
２図に示すように、比較的短時間の高応力側（１７ｋｇ
ｆ／韻２）では、Ｓｉ量によるクリープ破断寿命差や破
断延性差は特に見られないのに対し、長時間側の低応力
側（１１ｋｇｆ／ｍ２）ではＳｉ量の影響が大きく、ｓ
ｉ量が０．１５％を超えると、破断寿命、破断伸びとも
著しく低化することがわかる。すなわち、Ｓｉ量を極低
下することにより、破断寿命および破断延性が大巾に向
上できることを明らかである。
このように低Ｓｉ化するとクリープ破断特性だけでなく
第３図、第４図に示すように時効後の衝撃特性も大巾に
改善されることが明らかである。
第３図、第４図に示すように時効後の衝撃特性も大巾に
改善されることが明らかである。
第５図は、数種の成分系につきＳｉ量を変化させた時の
７００℃Ｘ３０００ｈ時効により生ずる残渣Ｃｒ量、σ
相量、窒化物中Ｎ量を示したものであるが、クリープ破
断寿命、破断延性および靭性低下の要因の１つであるσ
相についてはＥｌを除き本発明鋼、比較鋼とも析出して
いない。これに対して残渣Ｃｒ量および窒化物中Ｎ量は
本発明鋼と比較鋼とで大きく異なり、本発明鋼では比較
鋼に比較してこれらの量が少く、性能劣化の要因となる
塊状のＣｒ、Ｎ窒化物析出が認められないことが判る。
７００℃Ｘ３０００ｈ時効により生ずる残渣Ｃｒ量、σ
相量、窒化物中Ｎ量を示したものであるが、クリープ破
断寿命、破断延性および靭性低下の要因の１つであるσ
相についてはＥｌを除き本発明鋼、比較鋼とも析出して
いない。これに対して残渣Ｃｒ量および窒化物中Ｎ量は
本発明鋼と比較鋼とで大きく異なり、本発明鋼では比較
鋼に比較してこれらの量が少く、性能劣化の要因となる
塊状のＣｒ、Ｎ窒化物析出が認められないことが判る。
この傾向は第４図に示した他の成分系でも同様に認めら
れ本発明鋼のように脱酸剤として通常０．５％程度添加
されているＳｉを０．１５％以下に極低化しかつＳｉに
代る脱酸元素として、ＡｌやＭｇを利用することにより
高温装置部材として必要な高温強度、延性、靭性の大巾
改善が達成できる。
れ本発明鋼のように脱酸剤として通常０．５％程度添加
されているＳｉを０．１５％以下に極低化しかつＳｉに
代る脱酸元素として、ＡｌやＭｇを利用することにより
高温装置部材として必要な高温強度、延性、靭性の大巾
改善が達成できる。
なお第３表に示すように低Ｓｉ化による耐高温腐食特性
劣化傾向は全く認められないことも確認された。
劣化傾向は全く認められないことも確認された。
さらに第４表および第６図に示すように軟化処理温度を
溶体化処理温度より高めることにより短時Ｈ（高応力）
側および長時間（低応力）側ともクリープ破断強度がよ
り改善されることがわかる。
溶体化処理温度より高めることにより短時Ｈ（高応力）
側および長時間（低応力）側ともクリープ破断強度がよ
り改善されることがわかる。
〔発明の効果〕
以上に説明り、たように、本発明鋼は、優れた高温長時
間側でのクリープ破断強度、破断延性および衝撃特性を
有しかつ耐食性も優れていることから、特に石炭焚ボイ
ラや石炭ガス化複合発電等腐食環境の厳しい高温下で使
用される過熱器管や再熱器管材料として極めて有望であ
る。
間側でのクリープ破断強度、破断延性および衝撃特性を
有しかつ耐食性も優れていることから、特に石炭焚ボイ
ラや石炭ガス化複合発電等腐食環境の厳しい高温下で使
用される過熱器管や再熱器管材料として極めて有望であ
る。
第１図〜第６図は実施例での結果を示すグラフである。
特許出願人 住友金属工業株式会社
第１図
７０００ＣＭめクリーフ璽釦Ｙ「テ関、戚ｌ筒申ひｚｓ
：ｔｘつ聞０Ｒ５ｉ（％） 第２図 ７００℃ｘ１１ｋＱｆ／ｍｍ２テ’ｓクリープＨ１１，
蓼で−（ユ寸哲果第３図 ７ｏ○’ＣＸ３０００ｈｒ 暗＠ａｒ’Ｆｒ’１Ａｔｙ
Ｓｒ ｔｋｎ 聞％Ｓｉ（％） 第４図 ７００’Ｃｘ３０００ｈｒＨ巧セ七υ軟ｓ！１４１ｓｓ
ｐ−１１ε＃＋＊すｉｒる／飄濠Ｃｒ量、！イし晦中Ｎ
量 第５図 Ｓｉ （％） 第６図
：ｔｘつ聞０Ｒ５ｉ（％） 第２図 ７００℃ｘ１１ｋＱｆ／ｍｍ２テ’ｓクリープＨ１１，
蓼で−（ユ寸哲果第３図 ７ｏ○’ＣＸ３０００ｈｒ 暗＠ａｒ’Ｆｒ’１Ａｔｙ
Ｓｒ ｔｋｎ 聞％Ｓｉ（％） 第４図 ７００’Ｃｘ３０００ｈｒＨ巧セ七υ軟ｓ！１４１ｓｓ
ｐ−１１ε＃＋＊すｉｒる／飄濠Ｃｒ量、！イし晦中Ｎ
量 第５図 Ｓｉ （％） 第６図
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 （１）Ｃ：０．１０％以下、Ｓｉ：０．１５％以下、Ｍ
ｎ：５％以下、Ｃｒ：２０〜３０％、Ｎｉ：１５〜３０
％、Ｎ：０．１５〜０．３５％、Ｎｂ：０．１０〜１．
０％、Ｏ＿２：０．００５％以下を含み、Ａｌ：０．０
２０〜０．１％およびＭｇ：０．００３〜０．０２％の
うち少くとも一方を含み、かつ次記式を満足する量で含
有し、 ０．００６（％）≦（１／５）Ａｌ（％）＋Ｍｇ（％）
≦０．０２０％残部がＦｅおよび不可避的不純物からな
ることを特徴とする延性、靭性に優れた低Ｓｉ高強度耐
熱鋼管。 （２）Ｃ：０．１０％以下、Ｓｉ：０．１５％以下、Ｍ
ｎ：５％以下、Ｃｒ：２０〜３０％、Ｎｉ：１５〜３０
％、Ｎ：０．１５〜０．３５％、Ｎｂ：０．１０〜１．
０％、Ｏ＿２：０．００５％以下、Ｂ：０．００１〜０
．０２０％を含み、 Ａｌ：０．０２０〜０．１％およびＭｇ：０．００３〜
０．０２％のうち少くとも一方を含み、かつ次記式を満
足する量で含有し、 ０．００６（％）≦（１／５）Ａｌ（％）＋Ｍｇ（％）
≦０．０２０％残部がＦｅおよび不可避的不純物からな
ることを特徴とする延性、靭性に優れた低Ｓｉ高強度耐
熱鋼管。 （３）溶体化処理前の製造工程中において、溶体化処理
温度よりも３０℃以上高い温度に加熱処理されてなる請
求項１または２記載の延性、靭性に優れた低Ｓｉ高強度
耐熱鋼管。
Priority Applications (6)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63106794A JPH01275739A (ja) | 1988-04-28 | 1988-04-28 | 延性，靭性に優れた低Ｓｉ高強度耐熱鋼管 |
| US07/232,636 US4892704A (en) | 1988-04-28 | 1988-08-08 | Low Si high-temperature strength steel tube with improved ductility and toughness |
| DE8989107625T DE68905066T2 (de) | 1988-04-28 | 1989-04-27 | Hochtemperaturfestes stahlrohr mit niedrigem siliziumgehalt und mit verbesserten duktilitaets- und faehigkeitseigenschaften. |
| EP89107625A EP0340631B1 (en) | 1988-04-28 | 1989-04-27 | Low silicon high-temperature strength steel tube with improved ductility and toughness |
| AT89107625T ATE86309T1 (de) | 1988-04-28 | 1989-04-27 | Hochtemperaturfestes stahlrohr mit niedrigem siliziumgehalt und mit verbesserten duktilitaets- und faehigkeitseigenschaften. |
| CA000598106A CA1330170C (en) | 1988-04-28 | 1989-04-27 | Low si high-temperature strength steel tube with improved ductility and toughness |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63106794A JPH01275739A (ja) | 1988-04-28 | 1988-04-28 | 延性，靭性に優れた低Ｓｉ高強度耐熱鋼管 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH01275739A true JPH01275739A (ja) | 1989-11-06 |
Family
ID=14442796
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP63106794A Pending JPH01275739A (ja) | 1988-04-28 | 1988-04-28 | 延性，靭性に優れた低Ｓｉ高強度耐熱鋼管 |
Country Status (6)
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| US (1) | US4892704A (ja) |
| EP (1) | EP0340631B1 (ja) |
| JP (1) | JPH01275739A (ja) |
| AT (1) | ATE86309T1 (ja) |
| CA (1) | CA1330170C (ja) |
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1988
- 1988-04-28 JP JP63106794A patent/JPH01275739A/ja active Pending
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-
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- 1989-04-27 AT AT89107625T patent/ATE86309T1/de not_active IP Right Cessation
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