JPH0225545A - 高温長時間安定性のすぐれたＮｉ−Ｃｒオーステナイト系ステンレス鋼 - Google Patents
高温長時間安定性のすぐれたＮｉ−Ｃｒオーステナイト系ステンレス鋼Info
- Publication number
- JPH0225545A JPH0225545A JP17487788A JP17487788A JPH0225545A JP H0225545 A JPH0225545 A JP H0225545A JP 17487788 A JP17487788 A JP 17487788A JP 17487788 A JP17487788 A JP 17487788A JP H0225545 A JPH0225545 A JP H0225545A
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- Japan
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- stainless steel
- creep rupture
- less
- long time
- austenitic stainless
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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）
本発明は高温長時間安定性のすぐれたＮｉ−Ｃｒオース
テナイト系ステンレス鋼に関するものである。
テナイト系ステンレス鋼に関するものである。
（従来の技術）
最近、化学装置の高温化あるいは高速増殖炉の開発に伴
い、クリープ領域で使用される高温構造物においては材
１番のクリープ変形が無視できない。
い、クリープ領域で使用される高温構造物においては材
１番のクリープ変形が無視できない。
このような高温構造材料としては、高温で長時間使用し
ても材質が安定していることが必要となる。
ても材質が安定していることが必要となる。
従ってこのような高温構造物Ｂ目４料としＣは、たとえ
ばステンレス鋼便覧（昭和４８年８Ｂ３０ ［−］発行
）の１７３頁ｒ２．５．１オーステナイトステンレス鋼
Ｊに示され°ζいるように、これまで主としてオーステ
ナイ］・系ステンレス鋼が使用されζいる。
ばステンレス鋼便覧（昭和４８年８Ｂ３０ ［−］発行
）の１７３頁ｒ２．５．１オーステナイトステンレス鋼
Ｊに示され°ζいるように、これまで主としてオーステ
ナイ］・系ステンレス鋼が使用されζいる。
しかしながらたとえば代表的なオーステ→−・イト系ス
テンレス鋼である５ＵＳ３０４ 鋼あるいは５Ｏ５３１
６鋼では高温使用中に炭化物、金属間化合物の析出を生
じ、クリープ破断強度あるいはクリープ破断延性の劣化
等の材質変化は避けられない。このような高温中での使
用にともなう材質劣化は高温構造物の寿命に制限を加え
る要因となる。
テンレス鋼である５ＵＳ３０４ 鋼あるいは５Ｏ５３１
６鋼では高温使用中に炭化物、金属間化合物の析出を生
じ、クリープ破断強度あるいはクリープ破断延性の劣化
等の材質変化は避けられない。このような高温中での使
用にともなう材質劣化は高温構造物の寿命に制限を加え
る要因となる。
（発明が解決しようとする課題）
このように従来鋼は高温で長時間使用中にクリープ破断
強度、クリープ破断延性が低［する四回を示す、この原
因は例えば、鋼中に存在するＣが高温での使用中に結晶
粒界および粒内に炭化物とし°Ｃ析出・粗大化すること
に関係している。すなわち、粒界に析出する炭化物は粒
界脆化を引き起こし、延性低下あるいはクリープ破断強
度の劣化原因となることが知られている。また高温使用
中に析出するσ相、χ相も脆化を引き起こし、クリープ
破断特性を劣化さゼることも良く知られている０発明者
は長時間クリープ試験をした材料について、電子顕微鏡
を用いた詳細な組織観察を行い新たな脆化原因を発見し
た。ずなわら、第２図に示したようにＧ相が粒界に析出
しその近傍にフェライト相が生成するが、このフェライ
ト相はクリープ変形に対する抵抗力がオーステナイト相
に比べ著しく低いため、この部分に変形が集中する結果
早期破断を生じ、破断延性および破断強度が低下する。
強度、クリープ破断延性が低［する四回を示す、この原
因は例えば、鋼中に存在するＣが高温での使用中に結晶
粒界および粒内に炭化物とし°Ｃ析出・粗大化すること
に関係している。すなわち、粒界に析出する炭化物は粒
界脆化を引き起こし、延性低下あるいはクリープ破断強
度の劣化原因となることが知られている。また高温使用
中に析出するσ相、χ相も脆化を引き起こし、クリープ
破断特性を劣化さゼることも良く知られている０発明者
は長時間クリープ試験をした材料について、電子顕微鏡
を用いた詳細な組織観察を行い新たな脆化原因を発見し
た。ずなわら、第２図に示したようにＧ相が粒界に析出
しその近傍にフェライト相が生成するが、このフェライ
ト相はクリープ変形に対する抵抗力がオーステナイト相
に比べ著しく低いため、この部分に変形が集中する結果
早期破断を生じ、破断延性および破断強度が低下する。
クリープ破断特性劣化の直接的な原因であるフェライト
相の生成は、強力なオーステナイト形成元素であるＮｉ
がＧ相の主要構成元素であるごとに関係しζいる。ずな
わら、１：相の析出によりＧ相近傍のオースチーＪ・・
イト形成元素である旧濃度が低下する結果、フェライト
が生成することになる。したがってこのフェラ・イト相
の析出を抑制することがクリープ破断特性の劣化を防止
する、にで重要であるという全く新たな知見を得るに至
った。
相の生成は、強力なオーステナイト形成元素であるＮｉ
がＧ相の主要構成元素であるごとに関係しζいる。ずな
わら、１：相の析出によりＧ相近傍のオースチーＪ・・
イト形成元素である旧濃度が低下する結果、フェライト
が生成することになる。したがってこのフェラ・イト相
の析出を抑制することがクリープ破断特性の劣化を防止
する、にで重要であるという全く新たな知見を得るに至
った。
（課題を解決するための手段および作用）本発明は以上
のような知見に基づいζなされたものであってその要旨
とする所は、重環％で（二〇、０６０％以下、Ｓｌ ３
．０％以下、Ｍｎ ３．０％以下、）農０．０２−０．
０８％、Ｎ ０．１５％以下を含有し、かつＮｉとＣｒ
の量が第１図に示す領域＾−Ｂ−Ｃ−ｎ内にあり、又は
これにさらに−ｏ ３．０％以下、Ｗ ５．ＯＸ以下の
いずれかあるいは双方を含有し、残部がＰｅ及び不可避
不純物からなる高温長時間室定性のすぐれたＮｉ−Ｃｒ
オーステナイト系ステンレス鋼にある。
のような知見に基づいζなされたものであってその要旨
とする所は、重環％で（二〇、０６０％以下、Ｓｌ ３
．０％以下、Ｍｎ ３．０％以下、）農０．０２−０．
０８％、Ｎ ０．１５％以下を含有し、かつＮｉとＣｒ
の量が第１図に示す領域＾−Ｂ−Ｃ−ｎ内にあり、又は
これにさらに−ｏ ３．０％以下、Ｗ ５．ＯＸ以下の
いずれかあるいは双方を含有し、残部がＰｅ及び不可避
不純物からなる高温長時間室定性のすぐれたＮｉ−Ｃｒ
オーステナイト系ステンレス鋼にある。
以下に本発明の詳細な説明する。
先ず本発明の成分系において、Ｃは有効な強化元素では
あるが、結晶粒界に炭化物として析出′４るため高温長
時間使用後のクリープ破断特性などの高温の機械的性質
を損なう元素でもある。このような観点からＣｌは０．
０６０％以下と定めたが、とくに高いクリープ破断延性
が要求される場合は０．０３０％以下とすることが望ま
しい。
あるが、結晶粒界に炭化物として析出′４るため高温長
時間使用後のクリープ破断特性などの高温の機械的性質
を損なう元素でもある。このような観点からＣｌは０．
０６０％以下と定めたが、とくに高いクリープ破断延性
が要求される場合は０．０３０％以下とすることが望ま
しい。
次にＳｉおよびＭｎはいずれも脱酸＋Ａ’ 、！： Ｌ
−ｒ必要であるが、３．０％を趨えて過剰に存在すると
熱間加工性を…なうことからいずれも３．０％以下とし
た。
−ｒ必要であるが、３．０％を趨えて過剰に存在すると
熱間加工性を…なうことからいずれも３．０％以下とし
た。
Ｐは高温保持中にリン化物として結晶粒内に析出し強化
作用を有し、さらに結晶粒界を強化する作用もあること
から、とくにクリープ破断特性の点から効果的な元素で
あるが、その効果は０．０２％より生じることから下限
を０．０２％とした。しかし過剰の添加は溶接性および
熱間加工性を著しく…なうことから、その上限を０．０
８％とした。
作用を有し、さらに結晶粒界を強化する作用もあること
から、とくにクリープ破断特性の点から効果的な元素で
あるが、その効果は０．０２％より生じることから下限
を０．０２％とした。しかし過剰の添加は溶接性および
熱間加工性を著しく…なうことから、その上限を０．０
８％とした。
Ｎｉはオーステナイト生成元素として必須の元素である
が、高温長時間使用中に析出するＧ相の主要構成元素で
もある。したがっ°ζ、Ｇ相が析出することによりＧ相
の近傍のオーステナイト生成元素であるＮ ｔ ｔＩ度
が低下する結果フェラ・イト用が生成することになる。
が、高温長時間使用中に析出するＧ相の主要構成元素で
もある。したがっ°ζ、Ｇ相が析出することによりＧ相
の近傍のオーステナイト生成元素であるＮ ｔ ｔＩ度
が低下する結果フェラ・イト用が生成することになる。
そこで本発明者らは、Ｎｉｌのフェラ・イト用析出に対
する影響を調べるため次のような実験を行った。すなわ
ち供試鋼としてｃｏ、ｏｉｓ％、Ｓｉ １．２％、Ｍｎ
１．４％、Ｐ ０．０３５％、Ｃｒ１８．５％、Ｎ
０．０７％の鋼をＮｉの範囲を種々変えて溶解し、これ
を熱間圧延によりＩＶ、さ１２關の鋼板とした後、１０
５０℃で溶体化処理を行った。この鋼板を５５０℃で５
０００時間時効処理した後、平行部径６ｍｓ、Ｉ１点間
距離３０鰭のクリープ破断試験片を作成し、月Ｓ Ｚ
２２７２に準拠してクリープ破断試験を実施した。その
結果を第３図に示す。すなわち第３図はクリープ破断強
度およびクリープ破断延性に対するＮｉ１ｌの影響を示
したもので、同図に見られるように、Ｎｉ看とともにク
リープ破断強度およびクリープ破断延性が向上し、Ｎｉ
１ｔ０．５％以−にで飽和する傾向が認められる。第３
図には同時にフェライト相の析出状況も併記したが、フ
ヱラ・イト用はＮｉｊｉｌｌ０．０％以下で観察されＣ
おり、上記のクリープ破断強度、クリープ破断延性の同
士がフェライト相の消滅に対応していることがわかる。
する影響を調べるため次のような実験を行った。すなわ
ち供試鋼としてｃｏ、ｏｉｓ％、Ｓｉ １．２％、Ｍｎ
１．４％、Ｐ ０．０３５％、Ｃｒ１８．５％、Ｎ
０．０７％の鋼をＮｉの範囲を種々変えて溶解し、これ
を熱間圧延によりＩＶ、さ１２關の鋼板とした後、１０
５０℃で溶体化処理を行った。この鋼板を５５０℃で５
０００時間時効処理した後、平行部径６ｍｓ、Ｉ１点間
距離３０鰭のクリープ破断試験片を作成し、月Ｓ Ｚ
２２７２に準拠してクリープ破断試験を実施した。その
結果を第３図に示す。すなわち第３図はクリープ破断強
度およびクリープ破断延性に対するＮｉ１ｌの影響を示
したもので、同図に見られるように、Ｎｉ看とともにク
リープ破断強度およびクリープ破断延性が向上し、Ｎｉ
１ｔ０．５％以−にで飽和する傾向が認められる。第３
図には同時にフェライト相の析出状況も併記したが、フ
ヱラ・イト用はＮｉｊｉｌｌ０．０％以下で観察されＣ
おり、上記のクリープ破断強度、クリープ破断延性の同
士がフェライト相の消滅に対応していることがわかる。
このような１量の影響はフェライト形成元素であるＣｒ
量に依存することから、Ｃｒ量を変化させ゛Ｃ同様な調
査を行い限界Ｎｉ、ｌを求めた。このようにして得られ
た成分の境界値が第１図に示され°Ｃいる線分ＢＣであ
る。線分＾旧よマルテンサイトへの変態を防止するため
の境界であり、線分ＣＤは穐いσ相の析出を防止するだ
めの制限であり、さらに線分へ〇は通常考えられる高温
使用条件ではフェライト相が生成しない境界線であり、
かつＮｉは高渦な元素であることから必要以上の添加を
避ける目的で決定したものである。なお、第１図におい
゛（Ｎｉ当蓋よりＣを除外しＣｒ当贋で１６．６ｘＣを
減じているのは、高温使用中にＣ！、ｔＣｒｒｓＣ４と
し゛ζ析出することを考慮したものである。
量に依存することから、Ｃｒ量を変化させ゛Ｃ同様な調
査を行い限界Ｎｉ、ｌを求めた。このようにして得られ
た成分の境界値が第１図に示され°Ｃいる線分ＢＣであ
る。線分＾旧よマルテンサイトへの変態を防止するため
の境界であり、線分ＣＤは穐いσ相の析出を防止するだ
めの制限であり、さらに線分へ〇は通常考えられる高温
使用条件ではフェライト相が生成しない境界線であり、
かつＮｉは高渦な元素であることから必要以上の添加を
避ける目的で決定したものである。なお、第１図におい
゛（Ｎｉ当蓋よりＣを除外しＣｒ当贋で１６．６ｘＣを
減じているのは、高温使用中にＣ！、ｔＣｒｒｓＣ４と
し゛ζ析出することを考慮したものである。
またＣｒは耐酸化性を向」−さ・１！る元素であり、そ
のためには１５．０％以」二を必要表するが、２５．０
％を超えると高温長時間加熱による脆化が生じることか
ら上限を２５，０％とした。
のためには１５．０％以」二を必要表するが、２５．０
％を超えると高温長時間加熱による脆化が生じることか
ら上限を２５，０％とした。
ＮはＣとともにオーステナイト系ステンレス鋼の強化元
素である。ＮはＣに比べ溶解度が大きいことから、高温
保持中に固溶状態で安定し°Ｃ存在できる。したかっ”
ζ、Ｎを溶解度の範囲内で使用すれば、高温長時間使用
中も安定した強化作用が期待でき、かつ窒化物による粒
界脆化等も生じないことになる。構造材料のような観点
からＮｌの上限を０．１５％とした。なおド限を設けな
い理由は、用途に応じてＮｉｌにより強度を１．Ｉｆ御
するためであるが、通常の工業規模溶製でのレベル０．
０１％が強いて言えば下限となる。
素である。ＮはＣに比べ溶解度が大きいことから、高温
保持中に固溶状態で安定し°Ｃ存在できる。したかっ”
ζ、Ｎを溶解度の範囲内で使用すれば、高温長時間使用
中も安定した強化作用が期待でき、かつ窒化物による粒
界脆化等も生じないことになる。構造材料のような観点
からＮｌの上限を０．１５％とした。なおド限を設けな
い理由は、用途に応じてＮｉｌにより強度を１．Ｉｆ御
するためであるが、通常の工業規模溶製でのレベル０．
０１％が強いて言えば下限となる。
以上が本発明における基本成分系ごあるが、本発明にお
いてはさらに高強度化を計るためｎｏあるいはＷを所定
の範囲で含有−トシめることが有効である。Ｎｏは固溶
強化作用のある元素ごあリクリー・プ破断強度を高める
元素であるが、３．０ ％≦を超えて添加すると熱間変
形抵抗を高めるため圧延あるいは鍛造が困難になる。し
たがって含ｆｆｆｆ１は３．０％以下とした。Ｔｄ ４
）Ｍｏと同様の固溶強化元素であるが、５．０％を超え
て添力１目゛ると熱間変形抵抗を高めるため圧延あるい
は鍛造が困難になることから、含有量は５．０％以下と
した。
いてはさらに高強度化を計るためｎｏあるいはＷを所定
の範囲で含有−トシめることが有効である。Ｎｏは固溶
強化作用のある元素ごあリクリー・プ破断強度を高める
元素であるが、３．０ ％≦を超えて添加すると熱間変
形抵抗を高めるため圧延あるいは鍛造が困難になる。し
たがって含ｆｆｆｆ１は３．０％以下とした。Ｔｄ ４
）Ｍｏと同様の固溶強化元素であるが、５．０％を超え
て添力１目゛ると熱間変形抵抗を高めるため圧延あるい
は鍛造が困難になることから、含有量は５．０％以下と
した。
以上の如き成分組成を有する本発明鋼は、各種電気炉等
による製鋼を行った後、通常の造塊あるいは連続鋳造に
より鋼塊あるいは鋼片とし、ついで圧延あるいは鍛造に
より各種形状の鋼（Ａとして使用に供されるものである
。
による製鋼を行った後、通常の造塊あるいは連続鋳造に
より鋼塊あるいは鋼片とし、ついで圧延あるいは鍛造に
より各種形状の鋼（Ａとして使用に供されるものである
。
以下に本発明の効果を実施例に基づいてさらに具体的に
示す。
示す。
（実施例）
第１表に本発明鋼と比較鋼の化学成分を示す。
第２表は第１表の鋼につい′ζ５５０℃５０００時間時
効後のクリー時間時効性を示したものである。これら特
性調査結果から明らかなように、本発明鋼は比較鋼に比
べ高温長時間使用後のクリープ破断強化およびクリープ
破断延性がすぐれたものである。
効後のクリー時間時効性を示したものである。これら特
性調査結果から明らかなように、本発明鋼は比較鋼に比
べ高温長時間使用後のクリープ破断強化およびクリープ
破断延性がすぐれたものである。
（発明の効果）
以上延べた如く本発明鋼は、Ｎｉｌをできるだけ節約し
ζも従来の同Ｎｉ攪の鋼に比して高温長時間使用後もす
ぐれたクリープ破断特性等の高温特性を有する材料とな
っており、クリープ領域で使用される高温構造材料とし
て工業的に極めζｆ■効なものである。
ζも従来の同Ｎｉ攪の鋼に比して高温長時間使用後もす
ぐれたクリープ破断特性等の高温特性を有する材料とな
っており、クリープ領域で使用される高温構造材料とし
て工業的に極めζｆ■効なものである。
４、図面のｆＩｎ’ｔ’な説明
第１図は本発明のＮｉ及びＣｒｆｆ１の特許請求の範囲
を示す図である。また第２図は５５０″Ｃ長時間クリー
プ破断１］の透過電子顕微鏡による金属組織の写真、第
３図は５５０℃５０００時間時効材のクリープ破断特性
に対するＮｉＱｌの影響を示す図である。
を示す図である。また第２図は５５０″Ｃ長時間クリー
プ破断１］の透過電子顕微鏡による金属組織の写真、第
３図は５５０℃５０００時間時効材のクリープ破断特性
に対するＮｉＱｌの影響を示す図である。
特許出願人 新日本製錬株式会社
Claims (2)
- （１）重量％でＣ０．０６０％以下、Ｓｉ３．０％以下
、Ｍｎ３．０％以下、Ｐ０．０２−０．０８％、Ｎ０．
１５％以下を含有し、かつＮｉとＣｒの量が第１図に示
す領域Ａ−Ｂ−Ｃ−Ｄ内にあり、残部は実質的にＦｅか
らなる高温長時間安定性のすぐれたＮｉ−Ｃｒオーステ
ナイト系ステンレス鋼。 - （２）重量％でＣ０．０６０％以下、Ｓｉ３．０％以下
、Ｍｎ３．０％以下、Ｐ０．０２−０．０８％、Ｎ０．
１５％以下を含有し、かつＮｉとＣｒの量が第１図に示
す領域Ａ−Ｂ−Ｃ−Ｄ内にあり、さらにＭｏ３．０％以
下、Ｗ５．０％以下のいずれかあるいは双方を含有し、
残部は実質的にＦｅからなる高温長時間安定性のすぐれ
たＮｉ−Ｃｒオーステナイト系ステンレス鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17487788A JPH0225545A (ja) | 1988-07-15 | 1988-07-15 | 高温長時間安定性のすぐれたＮｉ−Ｃｒオーステナイト系ステンレス鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17487788A JPH0225545A (ja) | 1988-07-15 | 1988-07-15 | 高温長時間安定性のすぐれたＮｉ−Ｃｒオーステナイト系ステンレス鋼 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0225545A true JPH0225545A (ja) | 1990-01-29 |
Family
ID=15986224
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP17487788A Pending JPH0225545A (ja) | 1988-07-15 | 1988-07-15 | 高温長時間安定性のすぐれたＮｉ−Ｃｒオーステナイト系ステンレス鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0225545A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH03153846A (ja) * | 1989-11-13 | 1991-07-01 | Nippon Steel Corp | クリープ破断特性のすぐれたＮｉ―Ｃｒオーステナイト系ステンレス鋼 |
| EP4253591A4 (en) * | 2020-11-25 | 2024-05-01 | POSCO Co., Ltd | Austenitic stainless steel for polymer fuel cell separator with improved contact resistance, and manufacturing method thereof |
-
1988
- 1988-07-15 JP JP17487788A patent/JPH0225545A/ja active Pending
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH03153846A (ja) * | 1989-11-13 | 1991-07-01 | Nippon Steel Corp | クリープ破断特性のすぐれたＮｉ―Ｃｒオーステナイト系ステンレス鋼 |
| EP4253591A4 (en) * | 2020-11-25 | 2024-05-01 | POSCO Co., Ltd | Austenitic stainless steel for polymer fuel cell separator with improved contact resistance, and manufacturing method thereof |
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