JPS6164860A - 耐食性および強度等の優れたＮｂを含有するオ−ステナイト系耐熱鋼及びその製造法 - Google Patents
耐食性および強度等の優れたＮｂを含有するオ−ステナイト系耐熱鋼及びその製造法Info
- Publication number
- JPS6164860A JPS6164860A JP18476484A JP18476484A JPS6164860A JP S6164860 A JPS6164860 A JP S6164860A JP 18476484 A JP18476484 A JP 18476484A JP 18476484 A JP18476484 A JP 18476484A JP S6164860 A JPS6164860 A JP S6164860A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- strength
- steel
- temperature
- amount
- Prior art date
- Legal status (The legal status 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 status listed.)
- Pending
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
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〕
本発明は耐粒界腐食性及び強度等に優れた含Ｎｂオース
トナイト系耐熱鋼及びその製造方法に関する。
トナイト系耐熱鋼及びその製造方法に関する。
Ｎｂ ｉ含有するオーステナイト系耐熱鋼管材料として
５ＵＳ３４７Ｈ鋼が知られている。
５ＵＳ３４７Ｈ鋼が知られている。
この鋼の諸性性は最終の熱処理温度（溶体化処理温度）
に大きな影響を受ける。すなわちこの鋼は、高温すなわ
ちＮｂ炭化物の大部分がマトリックスに溶は込むような
高温で溶体化処理を行うとクリープ破断強度は増力口す
るが、結晶粒の粗大化防止作用をするＮｂ炭化物が存在
しないことから結晶粒径が大きくなシ、クリープ破断延
性、耐水蒸気酸化性が低下する。また固溶炭素が増加す
るため鋭敏化を起し易く、十分な耐粒界腐食特性が得ら
ｎない。−万、低温、すなわちＮｂ炭化物がマトリック
スにほとんど固溶することがない程度の低温で溶体処理
を行うと結晶粒が組粒化し、クリープ破断延性及び耐水
蒸気酸化性が向上するとともに、鋭敏化を起しにく〈耐
粒界腐食性が向上するが、逆にクリープ破断強度はやや
低くなる。このような５ＵＳ３４７Ｉ（鋼の特性に対し
、炭化物をある程度溶は込ませた状態で細粒組織を得る
方法もあるが、耐粒界腐食特性は必ずしも大きくは改善
されない。ま７ｔ、Ｎｔ−添力口した上、Ｎｂ炭化物は
固溶するがＮｂ窒化物はその一部又は全部が固溶しない
程度の高温で溶体化処理を行った場合も細粒の高強度鋼
を得ることが可能であるが、この場合は耐粒界腐食性は
さらに低下してしまう。
に大きな影響を受ける。すなわちこの鋼は、高温すなわ
ちＮｂ炭化物の大部分がマトリックスに溶は込むような
高温で溶体化処理を行うとクリープ破断強度は増力口す
るが、結晶粒の粗大化防止作用をするＮｂ炭化物が存在
しないことから結晶粒径が大きくなシ、クリープ破断延
性、耐水蒸気酸化性が低下する。また固溶炭素が増加す
るため鋭敏化を起し易く、十分な耐粒界腐食特性が得ら
ｎない。−万、低温、すなわちＮｂ炭化物がマトリック
スにほとんど固溶することがない程度の低温で溶体処理
を行うと結晶粒が組粒化し、クリープ破断延性及び耐水
蒸気酸化性が向上するとともに、鋭敏化を起しにく〈耐
粒界腐食性が向上するが、逆にクリープ破断強度はやや
低くなる。このような５ＵＳ３４７Ｉ（鋼の特性に対し
、炭化物をある程度溶は込ませた状態で細粒組織を得る
方法もあるが、耐粒界腐食特性は必ずしも大きくは改善
されない。ま７ｔ、Ｎｔ−添力口した上、Ｎｂ炭化物は
固溶するがＮｂ窒化物はその一部又は全部が固溶しない
程度の高温で溶体化処理を行った場合も細粒の高強度鋼
を得ることが可能であるが、この場合は耐粒界腐食性は
さらに低下してしまう。
本発明はこのような従来の問題に鑑みなされたもので、
耐粒界腐食性に優れるとともに、比較的低温域すなわち
常温及び６００℃以下のクリープ変形金起さない温度域
における適度な強度（常温５３ Ｋｆｆ／−程度）ｔ−
有し、しかもクリープ変形の起る高温領域での優れた高
温強度又は耐高温水蒸気酸化性のいずｎか一方の特性を
有する含Ｎｂオーステナイト系耐熱鋼を提供せんとする
ものであシ、さらに、こｎら特性の総て金兼ね備えたこ
の種の耐熱鋼の製造法を提供せんとするものである。
耐粒界腐食性に優れるとともに、比較的低温域すなわち
常温及び６００℃以下のクリープ変形金起さない温度域
における適度な強度（常温５３ Ｋｆｆ／−程度）ｔ−
有し、しかもクリープ変形の起る高温領域での優れた高
温強度又は耐高温水蒸気酸化性のいずｎか一方の特性を
有する含Ｎｂオーステナイト系耐熱鋼を提供せんとする
ものであシ、さらに、こｎら特性の総て金兼ね備えたこ
の種の耐熱鋼の製造法を提供せんとするものである。
このため本発明は、Ｃ量を従来の５ＵＳ３４７Ｈ鋼に較
べ低減せしめるとともに・このＣ量の低減による強度、
すなわち常温及び６００℃以下のクリープ変形を起さな
い温度域での強度（以下、単に常温強度と称す）及びク
リープ変形の起る温度域での高温強度（以下、単に高温
強度と称す）の低下をＮ全含有させることによシ防止し
さらには改善するものである。しかも本発明では、この
Ｃ量、Ｎ量及びＮ′ｂ量を、耐粒界腐食にとって最も厳
しい最終溶体化処理条件、すなわち凪炭化物及びＮｂ窒
化物が完全に固溶するような高温条件で最終溶体化処理
を行った場合においても、当該腐食が問題とならないよ
う調整することによシ、従来技術をもってしては両立が
不可能であつ念優Ｔ″Ｌｆｒ：、耐粒界腐食割ｎ性と優
ｎた高温強度を兼ね備えた含Ｎｂオーステナイト系耐熱
鋼を得ることに成功したものである。また本発明では、
粒度の如何、すなわち細粒状態でもまた比較的粗粒状態
でも耐粒界腐食性と優ｎた強度を得ることができる。こ
のような本発明の特徴とするところは、Ｃ： ０．０２
〜０．０５ｗｔ％、Ｓｉ：２ ｗｔ％以下、Ｍｎ ：
２ ｗｔ ％以下、Ｎｌ：９〜３５ｗｔ％、ｃｒ ：
１５〜２６ｗｌ、％、Ｎ ： ０．０５〜０．１５ｗｔ
チ、Ｎｂ：２ｗｔ％以下、さらに必要に応じてＭＯ：３
ｗｔ％以下、Ａｌ：１ｗｔ％以下、Ｃｕ：３ｗｔ％以下
の１種又は２種以上を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純
物からなり、且つＮｂｆｔ、Ｎ量及びＣ量が、 Ｎｂ／Ｎ≧ｌｏｏ［ｃ］＋５ の関係を満足するよう調整され、結晶粒度番号が６番未
満となるようにした点にあわ、これによシ優ｗｆｃｉｔ
粒界腐食特性と、常温強度及び高温強度とが適切に得ら
れる。
べ低減せしめるとともに・このＣ量の低減による強度、
すなわち常温及び６００℃以下のクリープ変形を起さな
い温度域での強度（以下、単に常温強度と称す）及びク
リープ変形の起る温度域での高温強度（以下、単に高温
強度と称す）の低下をＮ全含有させることによシ防止し
さらには改善するものである。しかも本発明では、この
Ｃ量、Ｎ量及びＮ′ｂ量を、耐粒界腐食にとって最も厳
しい最終溶体化処理条件、すなわち凪炭化物及びＮｂ窒
化物が完全に固溶するような高温条件で最終溶体化処理
を行った場合においても、当該腐食が問題とならないよ
う調整することによシ、従来技術をもってしては両立が
不可能であつ念優Ｔ″Ｌｆｒ：、耐粒界腐食割ｎ性と優
ｎた高温強度を兼ね備えた含Ｎｂオーステナイト系耐熱
鋼を得ることに成功したものである。また本発明では、
粒度の如何、すなわち細粒状態でもまた比較的粗粒状態
でも耐粒界腐食性と優ｎた強度を得ることができる。こ
のような本発明の特徴とするところは、Ｃ： ０．０２
〜０．０５ｗｔ％、Ｓｉ：２ ｗｔ％以下、Ｍｎ ：
２ ｗｔ ％以下、Ｎｌ：９〜３５ｗｔ％、ｃｒ ：
１５〜２６ｗｌ、％、Ｎ ： ０．０５〜０．１５ｗｔ
チ、Ｎｂ：２ｗｔ％以下、さらに必要に応じてＭＯ：３
ｗｔ％以下、Ａｌ：１ｗｔ％以下、Ｃｕ：３ｗｔ％以下
の１種又は２種以上を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純
物からなり、且つＮｂｆｔ、Ｎ量及びＣ量が、 Ｎｂ／Ｎ≧ｌｏｏ［ｃ］＋５ の関係を満足するよう調整され、結晶粒度番号が６番未
満となるようにした点にあわ、これによシ優ｗｆｃｉｔ
粒界腐食特性と、常温強度及び高温強度とが適切に得ら
れる。
また本発明の他の特徴とするところは、Ｃ： ０．０２
〜０．０５ ｗｔ％、Ｓｉ：２ｗｔ％以下、Ｍｎ：２ｗ
ｔ％以下、Ｎｉ ： ９〜３５ ｗｔ％、Ｃｒ： ｌ
５〜２６ｗｔチ、Ｎ ： ０．０５〜０．１５ｗｔ ％
、Ｎｂ ： ２ｗｔ％以下、さらに必要に応じてＭｏ
： ３ ｗｔ％以下、Ａ４：１ｗｔ％以下、Ｃ’ｕ：３
ｗｔチ以下の１種又は２種以上を含有し、残部Ｆｅ及び
不可避不純物からな）、且つＮｂｉ、Ｎ量及びＣ量が、 Ｎｂ／Ｎ≧１００ＣＣ）＋５ の関係を満足するよう調整さｎ、結晶粒度番号が６番以
上となるようとした点にあシ、これによシ、優れた耐粒
界腐食特性と適切な常温強度が得られるとともに１優ｎ
た耐水蒸気酸化性が得らルる。
〜０．０５ ｗｔ％、Ｓｉ：２ｗｔ％以下、Ｍｎ：２ｗ
ｔ％以下、Ｎｉ ： ９〜３５ ｗｔ％、Ｃｒ： ｌ
５〜２６ｗｔチ、Ｎ ： ０．０５〜０．１５ｗｔ ％
、Ｎｂ ： ２ｗｔ％以下、さらに必要に応じてＭｏ
： ３ ｗｔ％以下、Ａ４：１ｗｔ％以下、Ｃ’ｕ：３
ｗｔチ以下の１種又は２種以上を含有し、残部Ｆｅ及び
不可避不純物からな）、且つＮｂｉ、Ｎ量及びＣ量が、 Ｎｂ／Ｎ≧１００ＣＣ）＋５ の関係を満足するよう調整さｎ、結晶粒度番号が６番以
上となるようとした点にあシ、これによシ、優れた耐粒
界腐食特性と適切な常温強度が得られるとともに１優ｎ
た耐水蒸気酸化性が得らルる。
さらに本発明の他の特徴とするところは、上記諸物件、
すなわち、耐粒界腐食性、強度及び耐水蒸気酸化性の総
てを高度に満足させ得るこの種の耐熱鋼の製造法に関す
るものであフ、その特徴とするところは、Ｃ：０．０２
〜０．０５ｗｔ％、Ｓｉ：２ｗｔ％以下、ＭＨ： ２
ｗｔ％以下、Ｎｉ ： ９〜３５ ｗｔ％、Ｃｒ：１５
〜２６ｗｔ％、Ｎ：ｏ、ｏｓ〜０．１５ｗｔ％、Ｎｂ
： ２ｗｔ％以下、さらに必要に応じてＭｏ：３ｗｔ％
以下、Ａｌ： ｌ ｗｔ％以下、Ｃｕ：３ｗｔ％以下の
１種又は２種以上を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物
からなり、且つＮｂｉ、Ｎ量及びＣ量が、 Ｎｂ／Ｎ≧ｘｏｏ［ｃ）＋ｓ の関係を満足するよう調整さ几た調音、冷間加工途中で
１１５０℃以上の温度で軟化処理し、その後の冷間加工
”ｔ−１５％以上の冷間加工度で行った後、１１５０℃
以上の温度で最終溶体化処理を行うようＫしたことにあ
る。
すなわち、耐粒界腐食性、強度及び耐水蒸気酸化性の総
てを高度に満足させ得るこの種の耐熱鋼の製造法に関す
るものであフ、その特徴とするところは、Ｃ：０．０２
〜０．０５ｗｔ％、Ｓｉ：２ｗｔ％以下、ＭＨ： ２
ｗｔ％以下、Ｎｉ ： ９〜３５ ｗｔ％、Ｃｒ：１５
〜２６ｗｔ％、Ｎ：ｏ、ｏｓ〜０．１５ｗｔ％、Ｎｂ
： ２ｗｔ％以下、さらに必要に応じてＭｏ：３ｗｔ％
以下、Ａｌ： ｌ ｗｔ％以下、Ｃｕ：３ｗｔ％以下の
１種又は２種以上を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物
からなり、且つＮｂｉ、Ｎ量及びＣ量が、 Ｎｂ／Ｎ≧ｘｏｏ［ｃ）＋ｓ の関係を満足するよう調整さ几た調音、冷間加工途中で
１１５０℃以上の温度で軟化処理し、その後の冷間加工
”ｔ−１５％以上の冷間加工度で行った後、１１５０℃
以上の温度で最終溶体化処理を行うようＫしたことにあ
る。
以下本発明の詳細及びその限定理由について説明する。
本発明鋼はボイラ等で使用される場合に総合的に優れ比
特性を持つことをその上次る目的としている。高温にお
いて使用さｎる材料においても粒界型の割ｔが起ること
がち）、耐粒界腐食性は最重点を置くべき特性の１つで
ある。粒界腐食はＣ量が増加子ると大きくなる傾向があ
るが、この傾向は高温のりＩＪ−ブ（破断）強度を上げ
る次めの高温溶体化を行うと著しくなる。このため本発
明は粒界腐食に有害々ＣｉＮで置換するものでちり、こ
のような観点からＣはその上限を０．０５ｗｔ％に抑え
ら几る。しかし、高温クリープ（破断）強度を確保する
ため、Ｃはその下限をＯ’、０２ｗｔ係とする。
特性を持つことをその上次る目的としている。高温にお
いて使用さｎる材料においても粒界型の割ｔが起ること
がち）、耐粒界腐食性は最重点を置くべき特性の１つで
ある。粒界腐食はＣ量が増加子ると大きくなる傾向があ
るが、この傾向は高温のりＩＪ−ブ（破断）強度を上げ
る次めの高温溶体化を行うと著しくなる。このため本発
明は粒界腐食に有害々ＣｉＮで置換するものでちり、こ
のような観点からＣはその上限を０．０５ｗｔ％に抑え
ら几る。しかし、高温クリープ（破断）強度を確保する
ため、Ｃはその下限をＯ’、０２ｗｔ係とする。
ｃｌ置換するＮは、常・高温強度を確保するため０．０
５ ｗｔ １以上必要であるが、０．１５ｗｔ％を超え
てもその効果が飽和するため、０．０５〜０．１５ｗｔ
％の範囲とする。第２図は高温強度に及ぼすＮ量の影響
を０．０３ｗｔ％Ｃ−ｘ７ｗｔ％Ｃｒ １２ｗｔ％Ｎｉ
−０，８５ｗｔ％Ｎｂｆｉ４（図中呂は第１表中の供
試材鋼Ｎαを示す）について調べたものであシ、Ｎｂ炭
化物は勿論Ｎｂ窒化物を和尚固溶させるため最終溶体化
処理温度１１１９０℃ｌｃ選んでいる。ｊｆＬによｎ、
ｕ、Ｎ ｋ Ｏ，０５ｗｔチ以上含有させることによシ
、６５０℃、２０ Ｋｇ／１ｈａｎ”負荷のもとてのク
リープ破断時間が１０００時間以上と、高温強度が改善
さｎていることが示さしている。第３図は常温強度に及
はすＮの影響を同じ（０，０３ｗｔ％Ｃ１７ｗｔ％Ｃｒ
−１２ｗｔ％Ｎｉ −０，８５ｗｔ％Ｎｂ鋼（図中醜は
第１表中の供試材鋼ｍ’６示す）について調べたもので
、常温で引張試験を行った結果を示すものである。図中
○印は１２２０℃、ｅ印は１０５０℃でそｎぞれ最終溶
体処理を行ったものであるが、両者ともにほぼ同一線上
にあり、５３ Ｋｇ／ａｒｍ２以上の強度を得るために
は０．０５ ｗｔ％以上のＮが必要なことが判る。セし
てＮｂ炭化物及び窒化物が完全に固溶する温度で溶体化
処理した場合には主として固溶強化（析出強化）によシ
強度が向上し、炭窒化物が全く溶は込まない温度で溶体
化処理しｆｃ場合には、主として細粒効果によって強度
が向上していると考えられるが、その強化作用はほぼ同
一であることが判る。したがってクリープ変形を伴わな
い温度域での強度はいかなる場合でもＮの添加で改善さ
ｎる。
５ ｗｔ １以上必要であるが、０．１５ｗｔ％を超え
てもその効果が飽和するため、０．０５〜０．１５ｗｔ
％の範囲とする。第２図は高温強度に及ぼすＮ量の影響
を０．０３ｗｔ％Ｃ−ｘ７ｗｔ％Ｃｒ １２ｗｔ％Ｎｉ
−０，８５ｗｔ％Ｎｂｆｉ４（図中呂は第１表中の供
試材鋼Ｎαを示す）について調べたものであシ、Ｎｂ炭
化物は勿論Ｎｂ窒化物を和尚固溶させるため最終溶体化
処理温度１１１９０℃ｌｃ選んでいる。ｊｆＬによｎ、
ｕ、Ｎ ｋ Ｏ，０５ｗｔチ以上含有させることによシ
、６５０℃、２０ Ｋｇ／１ｈａｎ”負荷のもとてのク
リープ破断時間が１０００時間以上と、高温強度が改善
さｎていることが示さしている。第３図は常温強度に及
はすＮの影響を同じ（０，０３ｗｔ％Ｃ１７ｗｔ％Ｃｒ
−１２ｗｔ％Ｎｉ −０，８５ｗｔ％Ｎｂ鋼（図中醜は
第１表中の供試材鋼ｍ’６示す）について調べたもので
、常温で引張試験を行った結果を示すものである。図中
○印は１２２０℃、ｅ印は１０５０℃でそｎぞれ最終溶
体処理を行ったものであるが、両者ともにほぼ同一線上
にあり、５３ Ｋｇ／ａｒｍ２以上の強度を得るために
は０．０５ ｗｔ％以上のＮが必要なことが判る。セし
てＮｂ炭化物及び窒化物が完全に固溶する温度で溶体化
処理した場合には主として固溶強化（析出強化）によシ
強度が向上し、炭窒化物が全く溶は込まない温度で溶体
化処理しｆｃ場合には、主として細粒効果によって強度
が向上していると考えられるが、その強化作用はほぼ同
一であることが判る。したがってクリープ変形を伴わな
い温度域での強度はいかなる場合でもＮの添加で改善さ
ｎる。
Ｎｂは粒界腐食を防止するためＣ１Ｎとの関係でその量
全規制されつつ添加さｎる。すなわち、本発明ではＮｂ
量、Ｎ量及びＣ量が、Ｎｂ／Ｎ≧１００ ＣＣ〕＋ ５ の関係ｔ−満足するよう調整さｎる。第１図は１７ｗｔ
％Ｃｒ−１２ｗｔ％Ｎｉ −Ｎ ： ０．０５〜０．１
５ｗｔ１鋼において、Ｃ量及びＮ量を変化させた鋼につ
いて、１２２０℃で溶体化処理してＮｂ窒化物を完全に
固溶させた後、６５０℃、２ｈｒの鋭敏化処理し、こｎ
についてＪＩＳ Ｇ Ｏ５７５に従ってストラウス試ｉ
ｌ１行い、割ｎの発生状況を調べたものである（なお、
図中の随が付さｎたものはＣ景、Ｎｂ／Ｈに関して後述
する実施例の同ｒａの鋼と対応している）。同図によれ
ば、Ｃ量が０．０５ｗｔ％を超える鋼はＮｂ／Ｎの値に
かかわらず粒界腐食を生じ、逆に０．０２ｗｔ％未満の
範囲ではＮｂ ／ Ｈの値にかかわらず粒界腐食を生じ
ていない。そして本発明の範囲であるＣ ： ０．０２
〜０．０５ｗｔ％の範囲では、Ｃ：０．０３ｗｔ％では
Ｎｂ／Ｎ 二８以上、Ｃ： ０．０５ｗｔ ％ではＮｂ
／Ｎ ： １０以上というようにＣｍが多くなるほど同
−Ｎｉに対してＮｂ、ｔ’ｅ多量に含有させる必要があ
り、具体的にはＮｂ／Ｎ≧ｌｏＯ〔ｃ：１＋５ｖｉ″満
足させるようＮｂ、Ｃ，Ｈの各含有量を調整しなけｎば
ならないことが判る。前述のように粒界腐食は炭窒化物
が完全に固溶した状態で最も生じ易いものであるから、
この状態で粒界腐食を生じないようにＮｂ、Ｎ１Ｃの量
的関係を調整しておくことによシ、その粒度の如何、最
終溶体化処理の如何にかかわらず粒界腐食のおそｎはな
くなる。なお、Ｃ：０．０２ｗｔ１未満の領域は粒界腐
食は生じないが、前述したように強度（クリープ強度及
び常温強度）が劣るため本発明の範囲外とされる。
全規制されつつ添加さｎる。すなわち、本発明ではＮｂ
量、Ｎ量及びＣ量が、Ｎｂ／Ｎ≧１００ ＣＣ〕＋ ５ の関係ｔ−満足するよう調整さｎる。第１図は１７ｗｔ
％Ｃｒ−１２ｗｔ％Ｎｉ −Ｎ ： ０．０５〜０．１
５ｗｔ１鋼において、Ｃ量及びＮ量を変化させた鋼につ
いて、１２２０℃で溶体化処理してＮｂ窒化物を完全に
固溶させた後、６５０℃、２ｈｒの鋭敏化処理し、こｎ
についてＪＩＳ Ｇ Ｏ５７５に従ってストラウス試ｉ
ｌ１行い、割ｎの発生状況を調べたものである（なお、
図中の随が付さｎたものはＣ景、Ｎｂ／Ｈに関して後述
する実施例の同ｒａの鋼と対応している）。同図によれ
ば、Ｃ量が０．０５ｗｔ％を超える鋼はＮｂ／Ｎの値に
かかわらず粒界腐食を生じ、逆に０．０２ｗｔ％未満の
範囲ではＮｂ ／ Ｈの値にかかわらず粒界腐食を生じ
ていない。そして本発明の範囲であるＣ ： ０．０２
〜０．０５ｗｔ％の範囲では、Ｃ：０．０３ｗｔ％では
Ｎｂ／Ｎ 二８以上、Ｃ： ０．０５ｗｔ ％ではＮｂ
／Ｎ ： １０以上というようにＣｍが多くなるほど同
−Ｎｉに対してＮｂ、ｔ’ｅ多量に含有させる必要があ
り、具体的にはＮｂ／Ｎ≧ｌｏＯ〔ｃ：１＋５ｖｉ″満
足させるようＮｂ、Ｃ，Ｈの各含有量を調整しなけｎば
ならないことが判る。前述のように粒界腐食は炭窒化物
が完全に固溶した状態で最も生じ易いものであるから、
この状態で粒界腐食を生じないようにＮｂ、Ｎ１Ｃの量
的関係を調整しておくことによシ、その粒度の如何、最
終溶体化処理の如何にかかわらず粒界腐食のおそｎはな
くなる。なお、Ｃ：０．０２ｗｔ１未満の領域は粒界腐
食は生じないが、前述したように強度（クリープ強度及
び常温強度）が劣るため本発明の範囲外とされる。
さらに励は２ ｗｔ％を超えて添加してもこｎに見合う
効果が得らｎず、却って溶接性が悪化するという問題が
あシ、このため、その上限が２ｗｔチに規制さｎる。
効果が得らｎず、却って溶接性が悪化するという問題が
あシ、このため、その上限が２ｗｔチに規制さｎる。
Ｎｉはオーステナイト単相組織を得るたあには少なくと
も９ ｗｔ％必要であるが、３５ｗｔ％を超えると経済
性を損うため、９〜ａ ｓ ｗｔ ％とする。
も９ ｗｔ％必要であるが、３５ｗｔ％を超えると経済
性を損うため、９〜ａ ｓ ｗｔ ％とする。
Ｃｒは、所望の耐食性を得るためには１５ｗｔ％以上必
要であるが、２６ｗｔ％’を超えて添加するとオーステ
ナイト単相組織が得られなくな）、このため１５〜２６
ｗｔ％とする。
要であるが、２６ｗｔ％’を超えて添加するとオーステ
ナイト単相組織が得られなくな）、このため１５〜２６
ｗｔ％とする。
その他の成分について説明すると、まずＭｎは脱酸作用
を有しオーステナイト系耐熱鋼に通常含有される元素で
あるが、２ｗｔ％を超えて含有させると溶接性が劣化す
るため、２ｗｔ％全上限とする。Ｓｔも脱酸元素として
オーステナイト系耐熱鋼に含まｎる元素であシ、オース
テナイト単相組織が得らｎる々らば２ｗｔ俤を限度とし
て含有させることができる。
を有しオーステナイト系耐熱鋼に通常含有される元素で
あるが、２ｗｔ％を超えて含有させると溶接性が劣化す
るため、２ｗｔ％全上限とする。Ｓｔも脱酸元素として
オーステナイト系耐熱鋼に含まｎる元素であシ、オース
テナイト単相組織が得らｎる々らば２ｗｔ俤を限度とし
て含有させることができる。
本発明では以上のような成分に、必要に応じＭｏ ：
３ ｗｔ％以下、Ｃｕ二３ｗｔ％以下、Ａｌ：１ｗｔ％
以下の１種または２種以上を含有させることができる。
３ ｗｔ％以下、Ｃｕ二３ｗｔ％以下、Ａｌ：１ｗｔ％
以下の１種または２種以上を含有させることができる。
ＭＯ、ｃｕは常温ならびに高温強度を向上させる効果が
あるが、そｎ（Ｊ−ｎ ａｗｔ％でほぼその効果が飽和
し、このためそれぞｆＬ ３ ｗｔチを上限とする。ま
たＡｌは耐酸化往管向上させるが、１ ｗｔ％を超える
と銅の溶製が困難となる。
あるが、そｎ（Ｊ−ｎ ａｗｔ％でほぼその効果が飽和
し、このためそれぞｆＬ ３ ｗｔチを上限とする。ま
たＡｌは耐酸化往管向上させるが、１ ｗｔ％を超える
と銅の溶製が困難となる。
以上のような成分組成の規制に加え、本発明では目的と
する特性忙応じ結晶粒度が規制さ【る。すなわち、耐粒
界腐食性及び常温強度という基本特性に加え、特に高温
強度に優れた鋼とする場合には、結晶粒度番号が６番未
満となるように、ｉｔ上記基本特性に加え、特に耐水蒸
気酸化性に優−ｎｆｃ鋼とする場合には、結晶粒度番号
が６番以上となるように規制される。
する特性忙応じ結晶粒度が規制さ【る。すなわち、耐粒
界腐食性及び常温強度という基本特性に加え、特に高温
強度に優れた鋼とする場合には、結晶粒度番号が６番未
満となるように、ｉｔ上記基本特性に加え、特に耐水蒸
気酸化性に優−ｎｆｃ鋼とする場合には、結晶粒度番号
が６番以上となるように規制される。
結晶粒度は、基本的には最終溶体化処理条件によ）支配
さｎ、最終溶体化処理温度を１１５０’Ｃ’ｌｒ超える
高温で行うとＮｂ窒化物の固溶がはじ１シ、このため結
晶粒粗大化防止作用が弱まり、結晶粒度も６番未満にな
る傾向を有する。このような鋼では特に優れた高温強度
が得られるものであシ、これが本願第１の発明である。
さｎ、最終溶体化処理温度を１１５０’Ｃ’ｌｒ超える
高温で行うとＮｂ窒化物の固溶がはじ１シ、このため結
晶粒粗大化防止作用が弱まり、結晶粒度も６番未満にな
る傾向を有する。このような鋼では特に優れた高温強度
が得られるものであシ、これが本願第１の発明である。
一万、最終溶体化処理ｉ Ｎｂ窒化物がほとんど固溶し
ない１１５０℃未満で行えばＮｂ窒化物による結晶粒粗
大化防止作用によシ粒反番号６番以上のものが得られる
。このような鋼はその細粒化によシ優ｎた耐水蒸気酸化
性が得らｎる。耐水蒸気酸化性は結晶粒度に支配さｎる
。すなわち水蒸気酸化によるスケールの剥離は、そのス
ケールが７０μｍｆｔ超えると起シはじめ、１００μｒ
ｎｌ超えると著しくなる。
ない１１５０℃未満で行えばＮｂ窒化物による結晶粒粗
大化防止作用によシ粒反番号６番以上のものが得られる
。このような鋼はその細粒化によシ優ｎた耐水蒸気酸化
性が得らｎる。耐水蒸気酸化性は結晶粒度に支配さｎる
。すなわち水蒸気酸化によるスケールの剥離は、そのス
ケールが７０μｍｆｔ超えると起シはじめ、１００μｒ
ｎｌ超えると著しくなる。
そしてＣｒ含有量が２０％以下のオーステナイト系ステ
ンレス鋼にあっては、長時間使用時のスケールの成長は
５５０〜６００℃においては結晶粒径の２倍程度で止ま
ることが多く、シたがって粒度６番の場合のスケール厚
さは概ね８０〜１００μｍ１同８番の場合のスケール厚
さは４０〜５０μ扉となる。このようなことから、スケ
ールの厚さを剥離の生じない７０μｍ以下の厚さにとど
める九めには粒度ｔ−６番以上に調整する必要があるも
のであ）、こｎが特に耐水蒸気酸化性の優れ念ものとし
て規定した本創第２の発明である。
ンレス鋼にあっては、長時間使用時のスケールの成長は
５５０〜６００℃においては結晶粒径の２倍程度で止ま
ることが多く、シたがって粒度６番の場合のスケール厚
さは概ね８０〜１００μｍ１同８番の場合のスケール厚
さは４０〜５０μ扉となる。このようなことから、スケ
ールの厚さを剥離の生じない７０μｍ以下の厚さにとど
める九めには粒度ｔ−６番以上に調整する必要があるも
のであ）、こｎが特に耐水蒸気酸化性の優れ念ものとし
て規定した本創第２の発明である。
次に本発明の製造法について説明する。
前述したように、結晶粒度は基本的には最終溶体化処理
条件により支配されるが、よｐ具体的には、最終溶体化
処理条件、その直前の冷間加工度、さらにはその前の軟
化処理条件の影響を受ける。一方、高温クリープ（破断
強度）は炭化物の溶は込みに影響さｎ、実質的には最終
溶体化処理温度によシ決定される。
条件により支配されるが、よｐ具体的には、最終溶体化
処理条件、その直前の冷間加工度、さらにはその前の軟
化処理条件の影響を受ける。一方、高温クリープ（破断
強度）は炭化物の溶は込みに影響さｎ、実質的には最終
溶体化処理温度によシ決定される。
第４図は０．０３ ｗｔ％Ｃ−１７ｗｔ％ｃｒ−ｉｚｖ
ｔ＊Ｎｉ−０，０９５ｗｔ％Ｎ−０，８５ｗｔ％Ｗｂ
ｉｌｌ をｌ ｌ ５０゛℃及び１１７５℃で軟化処
理後、１５％の加工度で冷間加工し、それぞれ１０（０
０〜１２００℃で最終溶体化処理を行った場合得らｎる
結晶粒度を示し念ものである。また参考のため、１１９
０℃で軟化処理を行い同様に加工を行つたものＫついて
も、１１９０℃で最終溶体化処理全行った。この図から
、最終溶体化処理温度及び冷間加工度が同一であっても
、結晶粒度は同一ではなく、軟化処理温度が高いものほ
ど最終溶体化処理後の結晶粒が微細になっていることが
判る。こｎは、冷間加工で鋼材に充分な転移が導入さｎ
ている場合は、最終溶体化処理の昇温過程において前段
の軟化処理で固溶していたＮｂ窒化物が格子欠陥に析出
することとなるが、軟化処理温度が高くなる程、格子欠
陥に析出可能な固溶Ｎｂｉ化物が多くなるためと考えら
ｎる。軟化処理時に未固溶のＮｂ窒化物は、上述した最
終焼鈍昇熱工程−７′ｍ祈出１てビス掛９什物ｒ紳べて
す央すがすきく且つその数も極めて少ないため、オース
テナイト結晶粒の粗大化防止作用も格段に差が出てくる
。
ｔ＊Ｎｉ−０，０９５ｗｔ％Ｎ−０，８５ｗｔ％Ｗｂ
ｉｌｌ をｌ ｌ ５０゛℃及び１１７５℃で軟化処
理後、１５％の加工度で冷間加工し、それぞれ１０（０
０〜１２００℃で最終溶体化処理を行った場合得らｎる
結晶粒度を示し念ものである。また参考のため、１１９
０℃で軟化処理を行い同様に加工を行つたものＫついて
も、１１９０℃で最終溶体化処理全行った。この図から
、最終溶体化処理温度及び冷間加工度が同一であっても
、結晶粒度は同一ではなく、軟化処理温度が高いものほ
ど最終溶体化処理後の結晶粒が微細になっていることが
判る。こｎは、冷間加工で鋼材に充分な転移が導入さｎ
ている場合は、最終溶体化処理の昇温過程において前段
の軟化処理で固溶していたＮｂ窒化物が格子欠陥に析出
することとなるが、軟化処理温度が高くなる程、格子欠
陥に析出可能な固溶Ｎｂｉ化物が多くなるためと考えら
ｎる。軟化処理時に未固溶のＮｂ窒化物は、上述した最
終焼鈍昇熱工程−７′ｍ祈出１てビス掛９什物ｒ紳べて
す央すがすきく且つその数も極めて少ないため、オース
テナイト結晶粒の粗大化防止作用も格段に差が出てくる
。
第５図は第４図て用い次と同一の鋼を軟化処理温度：
１１９０℃、最終溶体化処理温度：１１９０℃で処理し
、軟化処理後の冷間加工度と溶体化処理後の粒度との関
係を調べたものである。こｎｌｃよれば、冷間加工度が
大きくなるにつｎて結晶粒度は微細になシ％１５’Ｊ以
上で十分な微細化効果が得られている。また、その効果
の向上は加工度が１５％を超えるとゆるやかとなる。先
に説明したようＫ。
１１９０℃、最終溶体化処理温度：１１９０℃で処理し
、軟化処理後の冷間加工度と溶体化処理後の粒度との関
係を調べたものである。こｎｌｃよれば、冷間加工度が
大きくなるにつｎて結晶粒度は微細になシ％１５’Ｊ以
上で十分な微細化効果が得られている。また、その効果
の向上は加工度が１５％を超えるとゆるやかとなる。先
に説明したようＫ。
最終焼鈍過程でＮｂ窒化物の析出サイトとなる転移密度
が増加するほど結晶粒が微細になるものであシ、上記し
たように微細化効果の向上がゆるやかになるのは、固溶
Ｎｂ量との関係もあるかも知乳ないが、ある一定の加工
度以上の加工では転移密度のほうも飽和してくるととｔ
意味している。
が増加するほど結晶粒が微細になるものであシ、上記し
たように微細化効果の向上がゆるやかになるのは、固溶
Ｎｂ量との関係もあるかも知乳ないが、ある一定の加工
度以上の加工では転移密度のほうも飽和してくるととｔ
意味している。
ここで、第４図からも判るように軟化処理−冷間加工−
穀終溶体化処理という工程でＮｂ含有オーステナイト鋼
を製造する場合、最終溶体化処理後の結晶粒度が同一の
もの（例えば粒度番号６番）が異った条件（軟化処理温
度−最終溶体化処理温度の組み合せって製造される。例
えば軟化処理１１５０℃−溶体化処理１１７０℃のもの
と、軟化処理１１７５℃−溶体化処理１１９０℃のもの
はいずれも粒度番号は６番である。しかし後者のほうが
最終溶体化処理温度が高いためＮｂ窒化物の固溶が進み
、高温強度は高くなるはずである。
穀終溶体化処理という工程でＮｂ含有オーステナイト鋼
を製造する場合、最終溶体化処理後の結晶粒度が同一の
もの（例えば粒度番号６番）が異った条件（軟化処理温
度−最終溶体化処理温度の組み合せって製造される。例
えば軟化処理１１５０℃−溶体化処理１１７０℃のもの
と、軟化処理１１７５℃−溶体化処理１１９０℃のもの
はいずれも粒度番号は６番である。しかし後者のほうが
最終溶体化処理温度が高いためＮｂ窒化物の固溶が進み
、高温強度は高くなるはずである。
このような観点から、結晶粒度番号と６５０℃、２０に
９／−負荷によるクリープ試験における破断時間との関
係を軟化処理温度別にみたのが第６図である。供試鋼は
前記第４図及び第５図と同一で冷間加工度は１５％でち
る。
９／−負荷によるクリープ試験における破断時間との関
係を軟化処理温度別にみたのが第６図である。供試鋼は
前記第４図及び第５図と同一で冷間加工度は１５％でち
る。
同図によｎば、同一の粒度でみた場合軟化処理温度が高
いほど高い高温強度が得られることが判る。すなわち、
前述し次本発明鋼（本願第１発明）では結晶粒度が６番
未満で高い高温強度（６５０℃、２０ Ｋ４７ｍｍで１
０００ｈｒ以上のクリープ破断時間）が得らｎたもので
あるが、軟化処理−冷間加工−最終溶体化処理という工
程において、軟化処理１１１５０℃以上で行った場合は
、結晶粒度が６番以上でも６５０℃、２０ Ｋｇ／ｌｔ
Ｊで１０００．ｈｒ以上のクリープ破断時間が得らｎる
ものである。既に説明し念ように、１１５０℃以上で最
終溶体化処理を行えばＮｂ窒化物の固溶がはじまシ高温
強度が向上するのであるから、１１５０℃以上で最終溶
体化処理を行う限シその時の結晶粒度が６番以上の細粒
であっても高い高温強度を有することはむしろ当然であ
ると言える。
いほど高い高温強度が得られることが判る。すなわち、
前述し次本発明鋼（本願第１発明）では結晶粒度が６番
未満で高い高温強度（６５０℃、２０ Ｋ４７ｍｍで１
０００ｈｒ以上のクリープ破断時間）が得らｎたもので
あるが、軟化処理−冷間加工−最終溶体化処理という工
程において、軟化処理１１１５０℃以上で行った場合は
、結晶粒度が６番以上でも６５０℃、２０ Ｋｇ／ｌｔ
Ｊで１０００．ｈｒ以上のクリープ破断時間が得らｎる
ものである。既に説明し念ように、１１５０℃以上で最
終溶体化処理を行えばＮｂ窒化物の固溶がはじまシ高温
強度が向上するのであるから、１１５０℃以上で最終溶
体化処理を行う限シその時の結晶粒度が６番以上の細粒
であっても高い高温強度を有することはむしろ当然であ
ると言える。
以上のことから本発明では、従来１１５０℃未満の温度
域で行わ几ていた軟化処理を特に１１５０℃以上で行う
ようにするとともに、１１５０℃以上の軟化処理−加工
度１５％以上の冷間加ニー１１５０℃以上の最終溶体化
処理という一連の条件を規定することにより、耐粒界腐
食性、常温強度、耐水蒸気酸化性、及び高温強度の各特
性においていずれも優れた含穐耐熱鋼の製造を可能なら
しめたものである。なお、本発明では軟化処理温度及び
最終溶体化処理温度１１１７５℃以上とし、また冷間加
工度を２０％以上とすることによシ、よシ優れた特性を
得ることが可能となる。
域で行わ几ていた軟化処理を特に１１５０℃以上で行う
ようにするとともに、１１５０℃以上の軟化処理−加工
度１５％以上の冷間加ニー１１５０℃以上の最終溶体化
処理という一連の条件を規定することにより、耐粒界腐
食性、常温強度、耐水蒸気酸化性、及び高温強度の各特
性においていずれも優れた含穐耐熱鋼の製造を可能なら
しめたものである。なお、本発明では軟化処理温度及び
最終溶体化処理温度１１１７５℃以上とし、また冷間加
工度を２０％以上とすることによシ、よシ優れた特性を
得ることが可能となる。
第１表は本発明の実施例を示すもので、同表に示される
成分及び処理条件で鋼材を製造し、各供試材について高
温強度、常温強度及び粒界腐食性を調べた。表中、凰１
鋼〜Ｎ１５鋼が本願第１発明鋼、ＮＩＬＧ鋼及び随７鋼
が本願第２発明鋼であシ、結晶粒度６番未満のｌｌ鋼〜
Ｎａ、５鋼は耐粒界腐食性及び常温強度とともに、優ｎ
た高温強度が得らｎておシ、特に窒化物が完全に溶は込
む温度で最終溶体化処理を行ったＮ１１Ｌｓ鋼は特に優
几た高温強度が得らｎている。一方、結晶粒度６番以上
の高６鋼及び随７鋼はＮを添加しただけの高温強麿力面
μＨ徂瓜１外臥萌；−矛の鈷、乱飴険九戯優ｎた耐水蒸
気酸化性が得られていることが判る。こｎに対して瀧１
０鋼及びＮａ１ｌ鋼は第１甲に示すようＫ Ｎｂ／Ｎ≧
１ｏｏ［Ｃ］＋５の条件金外ｔた比較材であり、これら
はいずれも耐粒界腐食性が劣っている。
成分及び処理条件で鋼材を製造し、各供試材について高
温強度、常温強度及び粒界腐食性を調べた。表中、凰１
鋼〜Ｎ１５鋼が本願第１発明鋼、ＮＩＬＧ鋼及び随７鋼
が本願第２発明鋼であシ、結晶粒度６番未満のｌｌ鋼〜
Ｎａ、５鋼は耐粒界腐食性及び常温強度とともに、優ｎ
た高温強度が得らｎておシ、特に窒化物が完全に溶は込
む温度で最終溶体化処理を行ったＮ１１Ｌｓ鋼は特に優
几た高温強度が得らｎている。一方、結晶粒度６番以上
の高６鋼及び随７鋼はＮを添加しただけの高温強麿力面
μＨ徂瓜１外臥萌；−矛の鈷、乱飴険九戯優ｎた耐水蒸
気酸化性が得られていることが判る。こｎに対して瀧１
０鋼及びＮａ１ｌ鋼は第１甲に示すようＫ Ｎｂ／Ｎ≧
１ｏｏ［Ｃ］＋５の条件金外ｔた比較材であり、これら
はいずれも耐粒界腐食性が劣っている。
また随８鋼、Ｐａ９鋼、Ｎ１１２鋼へＮ１１１４鋼はい
ずｎも本発明製造法によシ得らｎたもので、こｎらは耐
粒界腐食性、常温強度、耐水蒸気酸化性及び高温強度と
いう総ての面で優ｎた特性を得ていることが判る。
ずｎも本発明製造法によシ得らｎたもので、こｎらは耐
粒界腐食性、常温強度、耐水蒸気酸化性及び高温強度と
いう総ての面で優ｎた特性を得ていることが判る。
第１図は１７ｗｔ％Ｃｒ−１２ｗｔ％Ｎｉ −Ｎ ：
０．０５〜０．１５．、ｗｔ％鋼において粒界腐食性に
対するＮｂ／Ｎ 、 Ｃの影響を示すものである。第２
図は０．０３ｗｔ％Ｃ１７ｗｔ％Ｃｒ−１２ｗｔ％Ｎｉ
−０，８５ｗｔ％Ｎｂ鋼において高温強度に及ぼすＮ量
の影響を示すものである。第３図は同じ（ｏ、ｏ３ｗｔ
％Ｃ−１７ｗｔ％Ｃｒ−１２ｗｔ％Ｎｉ −０，８５ｗ
ｔ％Ｎｂ鋼において常温強度に及ぼすＮ量の影響を示す
ものである。第４図は０、０３ ｗｔ％Ｃ−１７ｗｔ％
Ｃｒ−１２ｗｔ％Ｎｉ −０，８５ｗｔ％Ｎｂ −０，
０９５ｗｔ Ｓ Ｎ鋼における熱処理条件と結晶粒度と
の関係含水すものである。 第５図は同じ（０，０３ｗｔ％Ｃ−ｘ７ｗｔ％Ｃｒ −
１２ｗｔ％Ｎｉ −０，８５ｗｔ％Ｎｂ−０，０９５ｗ
ｔ％Ｎ鋼において冷間加工度と最終溶体化処理後の結晶
粒度との関係を示すものである。第６図は同じ（０，０
３ｗｔ ％ Ｃ−１７ｗｔ％Ｃｒ−１２ｗｔ％Ｎｉ −
０，８５ｗｔ％Ｎｂ−０，０９５ｗｔ％Ｎ鋼において結
晶粒度とクリープ破断強度との関係を示すものである。 特許出願人 日本銅管株式会社 発 明 者 遠 山 見回
峯 岸 初回
服 部 圭 肋間
加根魯 和 宏 代理人弁理士 吉 原 省 三同
１司 高 橋 清同
弁護士 吉 原 弘 子（’ＯＮ）
マｌ管採
０．０５〜０．１５．、ｗｔ％鋼において粒界腐食性に
対するＮｂ／Ｎ 、 Ｃの影響を示すものである。第２
図は０．０３ｗｔ％Ｃ１７ｗｔ％Ｃｒ−１２ｗｔ％Ｎｉ
−０，８５ｗｔ％Ｎｂ鋼において高温強度に及ぼすＮ量
の影響を示すものである。第３図は同じ（ｏ、ｏ３ｗｔ
％Ｃ−１７ｗｔ％Ｃｒ−１２ｗｔ％Ｎｉ −０，８５ｗ
ｔ％Ｎｂ鋼において常温強度に及ぼすＮ量の影響を示す
ものである。第４図は０、０３ ｗｔ％Ｃ−１７ｗｔ％
Ｃｒ−１２ｗｔ％Ｎｉ −０，８５ｗｔ％Ｎｂ −０，
０９５ｗｔ Ｓ Ｎ鋼における熱処理条件と結晶粒度と
の関係含水すものである。 第５図は同じ（０，０３ｗｔ％Ｃ−ｘ７ｗｔ％Ｃｒ −
１２ｗｔ％Ｎｉ −０，８５ｗｔ％Ｎｂ−０，０９５ｗ
ｔ％Ｎ鋼において冷間加工度と最終溶体化処理後の結晶
粒度との関係を示すものである。第６図は同じ（０，０
３ｗｔ ％ Ｃ−１７ｗｔ％Ｃｒ−１２ｗｔ％Ｎｉ −
０，８５ｗｔ％Ｎｂ−０，０９５ｗｔ％Ｎ鋼において結
晶粒度とクリープ破断強度との関係を示すものである。 特許出願人 日本銅管株式会社 発 明 者 遠 山 見回
峯 岸 初回
服 部 圭 肋間
加根魯 和 宏 代理人弁理士 吉 原 省 三同
１司 高 橋 清同
弁護士 吉 原 弘 子（’ＯＮ）
マｌ管採
Claims (3)
- （１）Ｃ：０．０２〜０．０５ｗｔ％、Ｓｉ：２ｗｔ％
以下、Ｍｎ：２ｗｔ％以下、Ｎｉ：９〜３５ｗｔ％、Ｃ
ｒ：１５〜２６ｗｔ％、Ｎ：０．０５〜０．１５ｗｔ％
、Ｎｂ：２ｗｔ％以下、さらに必要に応じてＭｏ：３ｗ
ｔ％以下、Ａｌ：１ｗｔ％以下、Ｃｕ：３ｗｔ％以下の
１種又は２種以上を含有し、残 部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、且つＮｂ量、Ｎ量及
びＣ量が、 Ｎｂ／Ｎ≧１００〔Ｃ〕＋５ の関係を満足するよう調整され、結晶粒 度番号が６番未満である耐食性および強 度等の優れたＮｂを含有するオーステナイ ト系耐熱鋼。 - （２）Ｃ：０．０２〜０．０５ｗｔ％、Ｓｉ：２ｗｔ％
以下、Ｍｎ：２ｗｔ％以下、Ｎｉ：９〜３５ｗｔ％、Ｃ
ｒ：１５〜２６ｗｔ％、Ｎ：０．０５〜０．１５ｗｔ％
、Ｎｂ：２ｗｔ％以下、さらに必要に応じてＭｏ：３ｗ
ｔ％以下、Ａｌ：１ｗｔ％以下、Ｃｕ：３ｗｔ％以下の
１種又は２種以上を含有し、残部 Ｆｅ及び不可避不純物からなり、且つＮｂ量、Ｎ量及び
Ｃ量が、 Ｎｂ／Ｎ≧１００〔Ｃ〕＋５ の関係を満足するよう調整され、結晶粒 度番号が６番以上である耐食性および強 度等の優れたＮｂを含有するオーステナイ ト系耐熱鋼。 - （３）Ｃ：０．０２〜０．０５ｗｔ％、Ｓｉ：２ｗｔ％
以下、Ｍｎ：２ｗｔ％以下、Ｎｉ：９〜３５ｗｔ％、Ｃ
ｒ：１５〜２６ｗｔ％、Ｎ：０．０５〜０．１５ｗｔ％
、Ｎｂ：２ｗｔ％以下、さらに必要に応じてＭｏ：３ｗ
ｔ％以下、Ａｌ：１ｗｔ％以下、Ｃｕ：３ｗｔ％以下の
１種又は２種以上を含有し、残 部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、且つＮｂ量、Ｎ量及
びＣ量が、 Ｎｂ／Ｎ≧１００〔Ｃ〕＋５ の関係を満足するよう調整された鋼を、 冷間加工途中で１１５０℃以上の温度で軟 化処理し、その後の冷間加工を１５％以 上の冷間加工度で行った後、１１５０℃以 上の温度で最終溶体化処理することを特 徴とする耐食性および強度等の優れたＮｂ を含有するオーステナイト系耐熱鋼の製 造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18476484A JPS6164860A (ja) | 1984-09-04 | 1984-09-04 | 耐食性および強度等の優れたＮｂを含有するオ−ステナイト系耐熱鋼及びその製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18476484A JPS6164860A (ja) | 1984-09-04 | 1984-09-04 | 耐食性および強度等の優れたＮｂを含有するオ−ステナイト系耐熱鋼及びその製造法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6164860A true JPS6164860A (ja) | 1986-04-03 |
Family
ID=16158917
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP18476484A Pending JPS6164860A (ja) | 1984-09-04 | 1984-09-04 | 耐食性および強度等の優れたＮｂを含有するオ−ステナイト系耐熱鋼及びその製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6164860A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6369946A (ja) * | 1986-09-10 | 1988-03-30 | Mitsubishi Heavy Ind Ltd | オ−ステナイト系耐熱鋼 |
| JPH05195126A (ja) * | 1992-01-22 | 1993-08-03 | Sumitomo Metal Ind Ltd | ボイラ伝熱管用高耐食合金 |
| JP2009293063A (ja) * | 2008-06-03 | 2009-12-17 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高Ｃｒフェライト系耐熱鋼材の製造方法 |
| CN102021486A (zh) * | 2011-01-13 | 2011-04-20 | 南昌硬质合金有限责任公司 | 一种降低钨粉杂质的耐高温舟皿 |
| KR20190016629A (ko) * | 2017-08-08 | 2019-02-19 | 한국기계연구원 | 오스테나이트계 내열강 및 그 제조 방법 |
-
1984
- 1984-09-04 JP JP18476484A patent/JPS6164860A/ja active Pending
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6369946A (ja) * | 1986-09-10 | 1988-03-30 | Mitsubishi Heavy Ind Ltd | オ−ステナイト系耐熱鋼 |
| JPH05195126A (ja) * | 1992-01-22 | 1993-08-03 | Sumitomo Metal Ind Ltd | ボイラ伝熱管用高耐食合金 |
| JP2009293063A (ja) * | 2008-06-03 | 2009-12-17 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高Ｃｒフェライト系耐熱鋼材の製造方法 |
| CN102021486A (zh) * | 2011-01-13 | 2011-04-20 | 南昌硬质合金有限责任公司 | 一种降低钨粉杂质的耐高温舟皿 |
| KR20190016629A (ko) * | 2017-08-08 | 2019-02-19 | 한국기계연구원 | 오스테나이트계 내열강 및 그 제조 방법 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP4221518B2 (ja) | フェライト系耐熱鋼 | |
| JP4074555B2 (ja) | クリープ特性に優れた高強度低合金ボイラ用鋼の製造方法 | |
| JP6289941B2 (ja) | オーステナイト系耐熱鋼 | |
| JP2760004B2 (ja) | 加工性に優れた高強度耐熱鋼 | |
| EP2199420B1 (en) | Austenitic stainless steel | |
| JP3758508B2 (ja) | 二相ステンレス鋼管の製造方法 | |
| KR100899801B1 (ko) | 단조용 고크롬 페라이트계 내열강 | |
| JPS6024353A (ja) | １２％Ｃｒ系耐熱鋼 | |
| DE69508876T2 (de) | Temperaturbeständiger ferritischer Stahl mit hohem Chromgehalt | |
| KR20150133808A (ko) | 내입계 부식 특성이 우수한 Ni 합금 클래드강 및 그 제조 방법 | |
| JP2010180459A (ja) | ２相ステンレス鋼およびその製造方法 | |
| JP2005002451A (ja) | 耐熱ばね用Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｒ基合金および耐熱ばねの製造方法 | |
| JPS5923855A (ja) | 炭化物形成元素を含有する高温高強度鋼 | |
| JPS6164860A (ja) | 耐食性および強度等の優れたＮｂを含有するオ−ステナイト系耐熱鋼及びその製造法 | |
| JP4009124B2 (ja) | 長時間クリープ特性に優れた高強度低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼管およびその製造方法 | |
| JP2021105204A (ja) | オーステナイト系耐熱鋼 | |
| JP4276576B2 (ja) | 大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板 | |
| JP3752075B2 (ja) | 超大入熱溶接用高張力鋼 | |
| JP2000204434A (ja) | 高温強度に優れたフェライト系耐熱鋼およびその製造方法 | |
| JPH01287249A (ja) | オーステナイトステンレス鋼管およびその製造法 | |
| JPH0288716A (ja) | 高クリープ破断強度を有する高Ｃｒフェライト系耐熱鋼管の製造方法 | |
| JPH0672256B2 (ja) | オーステナイト系ステンレスクラッド鋼板の製造方法 | |
| JPS62139855A (ja) | オ−ステナイト系耐衝撃耐摩耗鋳鋼 | |
| JP2005029841A (ja) | 大入熱溶接部ｈａｚの低温靭性に優れた高強度溶接構造用鋼とその製造方法 | |
| JPS60155620A (ja) | 落重特性に優れた原子炉格納容器用厚鋼板の製造法 |