JPH0660365B2 - 高強度・高耐食性合金 - Google Patents
高強度・高耐食性合金Info
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- JPH0660365B2 JPH0660365B2 JP60162589A JP16258985A JPH0660365B2 JP H0660365 B2 JPH0660365 B2 JP H0660365B2 JP 60162589 A JP60162589 A JP 60162589A JP 16258985 A JP16258985 A JP 16258985A JP H0660365 B2 JPH0660365 B2 JP H0660365B2
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- corrosion
- corrosion resistance
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Description
【発明の詳細な説明】 〔発明の利用分野〕 本発明は、高温クリープ破断強度を向上せしめた耐熱合
金に係り、特に石炭を燃料とする火力発電用蒸気ボイラ
等における蒸気温度６００〜700℃程度の高温高圧化で
の使用に好適な高強度・高耐食性合金に関する。
金に係り、特に石炭を燃料とする火力発電用蒸気ボイラ
等における蒸気温度６００〜700℃程度の高温高圧化で
の使用に好適な高強度・高耐食性合金に関する。
従来の石炭燃焼ボイラチューブ、特に過熱器管のように
燃焼及び付着灰（主にアルカリ塩）による苛酷な腐食環
境下で使用される材料は、腐食によるチューブ減肉とク
リープ及び疲労損傷の相乗作用によって破壊に到ること
が多い。この腐食減肉の主な原因は、燃焼ガス中に含ま
れるSO2と、燃焼灰に含まれる低融点のNa2SO4,K2SO4が
チューブ外壁をアタックすることによると考えられてい
る。一方、最近の火力発電プラントは、省資源・省エネ
ルギー及び発電効率の向上という点から、従来の重油燃
焼から石炭燃焼への移行、蒸気条件の高温・高圧化が強
力に推進されているため、前述の腐食環境がより厳しく
なるばかりでなく、従来よりも高い高温強度を有する材
料が要求されている。
燃焼及び付着灰（主にアルカリ塩）による苛酷な腐食環
境下で使用される材料は、腐食によるチューブ減肉とク
リープ及び疲労損傷の相乗作用によって破壊に到ること
が多い。この腐食減肉の主な原因は、燃焼ガス中に含ま
れるSO2と、燃焼灰に含まれる低融点のNa2SO4,K2SO4が
チューブ外壁をアタックすることによると考えられてい
る。一方、最近の火力発電プラントは、省資源・省エネ
ルギー及び発電効率の向上という点から、従来の重油燃
焼から石炭燃焼への移行、蒸気条件の高温・高圧化が強
力に推進されているため、前述の腐食環境がより厳しく
なるばかりでなく、従来よりも高い高温強度を有する材
料が要求されている。
ところで従来の石炭燃焼ボイラではチューブ外壁温度が
最高で６００℃程度、蒸気圧力が２４６kg／cm2程度で
あったため、SUS ３００系ステンレス鋼、特にSUS ３１
６， SUS３２１， SUS３４７等が使用されていた。これ
らのプラントにおいては、主に長時間使用中の腐食によ
る滅肉及び水蒸気酸化が原因となって、これにクリープ
や疲労による損傷が重畳して破壊に到っていた。この燃
焼ガス及び付着灰による腐食に対する対策としては従
来、チューブ外壁にクロマイジング処理を施したり、希
土類元素添加により密着性のよい緻密な安定被膜を形成
させたり、また、低融点のアルカリ塩の融点を高めるこ
となどにより対処している。また、チューブ内壁の水蒸
気酸化に対する対策としては、ショットピーニング等を
施すことにより蒸気接触面の結晶粒を細かくすることに
より対処している。
最高で６００℃程度、蒸気圧力が２４６kg／cm2程度で
あったため、SUS ３００系ステンレス鋼、特にSUS ３１
６， SUS３２１， SUS３４７等が使用されていた。これ
らのプラントにおいては、主に長時間使用中の腐食によ
る滅肉及び水蒸気酸化が原因となって、これにクリープ
や疲労による損傷が重畳して破壊に到っていた。この燃
焼ガス及び付着灰による腐食に対する対策としては従
来、チューブ外壁にクロマイジング処理を施したり、希
土類元素添加により密着性のよい緻密な安定被膜を形成
させたり、また、低融点のアルカリ塩の融点を高めるこ
となどにより対処している。また、チューブ内壁の水蒸
気酸化に対する対策としては、ショットピーニング等を
施すことにより蒸気接触面の結晶粒を細かくすることに
より対処している。
しかしながら、例えばクロマイジング処理やショットピ
ーニングについてみると、実プラントに適用する際の施
工技術や溶接による効果低減の問題がある。さらに、蒸
気条件の高温・高圧化によって使用環境が厳しくなって
いるため、素材自身が優れた耐高温ガス腐食性及び耐水
蒸気酸化性を有することが必要となってくる。また、高
温・高圧化によってチューブ設計寸法に対する設計強度
も上昇するため、上記耐食性とともに高温強度も重要な
原因となってくる。そのため、高温強度及び耐食性を兼
ね備えたNi，Cr含有量の高い合金が必要である。
ーニングについてみると、実プラントに適用する際の施
工技術や溶接による効果低減の問題がある。さらに、蒸
気条件の高温・高圧化によって使用環境が厳しくなって
いるため、素材自身が優れた耐高温ガス腐食性及び耐水
蒸気酸化性を有することが必要となってくる。また、高
温・高圧化によってチューブ設計寸法に対する設計強度
も上昇するため、上記耐食性とともに高温強度も重要な
原因となってくる。そのため、高温強度及び耐食性を兼
ね備えたNi，Cr含有量の高い合金が必要である。
このような合金としては、鉄基合金としてSupertherm
（２７Cr−３６Ni−１５Co）、インコロイ８００（２１
Cr−３６Ni−０．４Al−0.4Ti）等があるが、前者につ
いてはチューブへの加工，溶接に問題があり、後者につ
いては若干強度が不足している。また、ガスタービン用
材料のNi基合金やCo基合金は多くのものが鋳鋼であり、
引抜き加工によるシームレス管を製造することが困難で
あるばかりでなく、時効硬化型のγ′析出強化型合金に
おいては溶接が不可能である。したがって、高強度・高
耐食性合金としてはCr量が高く、高温長時間加熱後も安
定なオーステナイト組織を有し、引抜き加工，曲げ加
工，溶接性を考慮して溶体化処理まで十分高温強度の得
られる材料が必要である。
（２７Cr−３６Ni−１５Co）、インコロイ８００（２１
Cr−３６Ni−０．４Al−0.4Ti）等があるが、前者につ
いてはチューブへの加工，溶接に問題があり、後者につ
いては若干強度が不足している。また、ガスタービン用
材料のNi基合金やCo基合金は多くのものが鋳鋼であり、
引抜き加工によるシームレス管を製造することが困難で
あるばかりでなく、時効硬化型のγ′析出強化型合金に
おいては溶接が不可能である。したがって、高強度・高
耐食性合金としてはCr量が高く、高温長時間加熱後も安
定なオーステナイト組織を有し、引抜き加工，曲げ加
工，溶接性を考慮して溶体化処理まで十分高温強度の得
られる材料が必要である。
高Cr−Ni合金で強度・耐食性を有する合金として例え
ば、特開昭５２−９２８１８号公報に示されるように、
Crを重量比で１０〜４０％、Alを０．５〜５％、Tiを
０．５〜５％含むNi基合金でNi3（Al,Ti）すなわちγ′
相を時効析出することにより強度を得る合金があるが、
この種のγ′析出強化型合金では上記のように施工過程
に問題があるためボイラチューブとしては不適当であ
る。また、特開昭５０−１２４８２２号公報に示される
「耐熱，耐食性のすぐれたNi−Cr合金」はTiとAlの含有
量が１．８〜２．８％と高く、さらにCoを１６〜２４％
含むNi基合金で前者同様時効析出強化型合金であり、や
はりボイラチューブとしては不適当である。特開昭４７
−２２８２３号公報に示される「クロム−ニッケル合
金」はCrを40〜５５％含みNb,Ta,Ti を添加したNi基合
金であり、この合金は窒化物生成元素を添加して、高温
長時間加熱後の室温における延性低下を抑制するという
ものであり、ボイラチューブのような強度部材としては
適用困難である。さらに、特開昭５２−６８０２１号公
報に示される「耐熱性合金」はNiを２４〜５３％、Crを
２０〜４４％を含み、Ｃ及びSi高めの遠心鋳造管として
石油化学工場で使用されるパイプ等に使用されるもので
あり、ボイラチューブに適用することは難かしい。
ば、特開昭５２−９２８１８号公報に示されるように、
Crを重量比で１０〜４０％、Alを０．５〜５％、Tiを
０．５〜５％含むNi基合金でNi3（Al,Ti）すなわちγ′
相を時効析出することにより強度を得る合金があるが、
この種のγ′析出強化型合金では上記のように施工過程
に問題があるためボイラチューブとしては不適当であ
る。また、特開昭５０−１２４８２２号公報に示される
「耐熱，耐食性のすぐれたNi−Cr合金」はTiとAlの含有
量が１．８〜２．８％と高く、さらにCoを１６〜２４％
含むNi基合金で前者同様時効析出強化型合金であり、や
はりボイラチューブとしては不適当である。特開昭４７
−２２８２３号公報に示される「クロム−ニッケル合
金」はCrを40〜５５％含みNb,Ta,Ti を添加したNi基合
金であり、この合金は窒化物生成元素を添加して、高温
長時間加熱後の室温における延性低下を抑制するという
ものであり、ボイラチューブのような強度部材としては
適用困難である。さらに、特開昭５２−６８０２１号公
報に示される「耐熱性合金」はNiを２４〜５３％、Crを
２０〜４４％を含み、Ｃ及びSi高めの遠心鋳造管として
石油化学工場で使用されるパイプ等に使用されるもので
あり、ボイラチューブに適用することは難かしい。
以上のように、高Cr−Ni合金としては、その強化因子か
らみると、Ｃ量を高くした遠心鋳造合金あるいは高Al，
Ti添加のγ′析出強化型合金が主であるため、チューブ
の製造，加工性，溶接等の問題があり、ボイラチューブ
の素材としては適用が難かしい。そこで、高Crのボイラ
チューブ材としては、現状ではインコネル６９０が最適
であるが、高温強度特にクリープ破断強度が低いという
問題点を有していた。
らみると、Ｃ量を高くした遠心鋳造合金あるいは高Al，
Ti添加のγ′析出強化型合金が主であるため、チューブ
の製造，加工性，溶接等の問題があり、ボイラチューブ
の素材としては適用が難かしい。そこで、高Crのボイラ
チューブ材としては、現状ではインコネル６９０が最適
であるが、高温強度特にクリープ破断強度が低いという
問題点を有していた。
本発明の目的は、クリープ破断強度及び耐食性をも兼ね
備え、特に石炭を燃料とする火力発電用ボイラに用いて
好適な、高強度・高耐食性合金を提供することにある。
備え、特に石炭を燃料とする火力発電用ボイラに用いて
好適な、高強度・高耐食性合金を提供することにある。
前記した目的を達成する本発明合金の特徴は、第１番目
の発明においては、重量比でC:0.03〜0.15％、Cr:28〜3
2％、Mn:０．２〜０．８％、Si:０．７〜１．２％、Mo:
０．８〜１．６％、Nb:０．６〜１．５％、Al:０．３〜
０．７％、Ti:０．６〜２．０％、残部が実質的にNi，
又はNiおよびFeであって、Niは少なくとも58％以上含有
され、全オーステナイト組織を有するとともに、Mn/Ti
の重量％比が０．３〜０．７であることを特徴とするも
のであり、また、第２番目の発明においては、重量比
で、Ｃ：0.03〜0.15％、Cr:：28〜32％、Mn:０．２〜
０．８％、Si:０．７〜１．２％、Mo:０．８〜１．６
％、Nb:０．６〜１．５％、Al:０．３〜０．７％、Ti:
０．６〜２．０％、Zr,Hf,およびTaの１種又は２種以上
の合計で0.03〜0.5％、残部が実質的にNi、又はNiおよ
びFeであって、Niは少なくとも58％以上含有され、全オ
ーステナイト組織を有するとともに、Mn/Tiの重量％比
が０．３〜０．７であることを特徴とするものである。
また本発明の合金は、前記範囲内において更に、高温長
時間加熱後の炭化物の凝集粗大化を抑制する効果をもつ
元素として知られるZr,Hf,Ta の内少なくとも１種以上
を必要に応じて含有させることができる。Zr,Hf,Ta は
粒界を強化するとともに、微細な炭化物を析出し、粒界
におけるM23C6型炭化物の凝集粗大化による強度低化及
び結晶粒の粗大化を防止する。これを含有させる場合に
は前記抑制の効果を得るに必要十分な含有量として、通
常０．０３〜０．５％、好ましくは0.05〜０．１％の範
囲とすることがよい。
の発明においては、重量比でC:0.03〜0.15％、Cr:28〜3
2％、Mn:０．２〜０．８％、Si:０．７〜１．２％、Mo:
０．８〜１．６％、Nb:０．６〜１．５％、Al:０．３〜
０．７％、Ti:０．６〜２．０％、残部が実質的にNi，
又はNiおよびFeであって、Niは少なくとも58％以上含有
され、全オーステナイト組織を有するとともに、Mn/Ti
の重量％比が０．３〜０．７であることを特徴とするも
のであり、また、第２番目の発明においては、重量比
で、Ｃ：0.03〜0.15％、Cr:：28〜32％、Mn:０．２〜
０．８％、Si:０．７〜１．２％、Mo:０．８〜１．６
％、Nb:０．６〜１．５％、Al:０．３〜０．７％、Ti:
０．６〜２．０％、Zr,Hf,およびTaの１種又は２種以上
の合計で0.03〜0.5％、残部が実質的にNi、又はNiおよ
びFeであって、Niは少なくとも58％以上含有され、全オ
ーステナイト組織を有するとともに、Mn/Tiの重量％比
が０．３〜０．７であることを特徴とするものである。
また本発明の合金は、前記範囲内において更に、高温長
時間加熱後の炭化物の凝集粗大化を抑制する効果をもつ
元素として知られるZr,Hf,Ta の内少なくとも１種以上
を必要に応じて含有させることができる。Zr,Hf,Ta は
粒界を強化するとともに、微細な炭化物を析出し、粒界
におけるM23C6型炭化物の凝集粗大化による強度低化及
び結晶粒の粗大化を防止する。これを含有させる場合に
は前記抑制の効果を得るに必要十分な含有量として、通
常０．０３〜０．５％、好ましくは0.05〜０．１％の範
囲とすることがよい。
本発明において各合金元素の含有量を前記の如くする理
由は次の通りである。
由は次の通りである。
Ｃはオーステナイト生成元素であるとともに、母相中に
固溶して高温強度を維持するのに有効である。また、M
o,Nb,Ti 等と炭化物を形成し粒内に析出して高温強度を
向上させるが、Ｃの含有量が０．０３％未満ではその効
果が少なくなるとともにσ相を生成して脆化し、高温長
時間側のクリープ破断強度も著しく低下する。また、
０．１５％をこえると、結晶粒界に炭化物が析出、凝集
粗大化して高温強度が低下するとともに、加工性，溶接
性を害し、さらに、耐食性向上に有効なCrをCr23C6型の
炭化物として固定してしまうために、固溶Cr量が減少し
て結晶粒界近傍のCr欠乏相から優先的に腐食が進行して
しまう。以上のことより、Ｃの含有量は０．０３〜０．
１５％、特に０．０４〜０．０８％の範囲が好ましい。
固溶して高温強度を維持するのに有効である。また、M
o,Nb,Ti 等と炭化物を形成し粒内に析出して高温強度を
向上させるが、Ｃの含有量が０．０３％未満ではその効
果が少なくなるとともにσ相を生成して脆化し、高温長
時間側のクリープ破断強度も著しく低下する。また、
０．１５％をこえると、結晶粒界に炭化物が析出、凝集
粗大化して高温強度が低下するとともに、加工性，溶接
性を害し、さらに、耐食性向上に有効なCrをCr23C6型の
炭化物として固定してしまうために、固溶Cr量が減少し
て結晶粒界近傍のCr欠乏相から優先的に腐食が進行して
しまう。以上のことより、Ｃの含有量は０．０３〜０．
１５％、特に０．０４〜０．０８％の範囲が好ましい。
Niは、Crと共存して塑性加工性を高めるとともにオース
テナイト組織を安定化し、母相中に固溶して高温強度を
維持する元素であり、完全なオーステナイト組織を得る
には、Ni当量とCr当量との関係式から計算したシエフラ
線図よりすれば約２８％以上必要とされるが、Cr−Ni系
あるいはFe−Cr−Ni系の合金ではCr量が増大すると 600
〜８００℃の範囲でσ相を生成し、伸び、絞りおよびク
リープ強さが低下する（オーステナイトとフエライトの
２相合金（γ＋α）あるいは完全なオーステナイト
（γ）であってもσ相が生成する）。このσ相生成の抑
制は、NiとCrの量比に関係し、例えばCr量を３０％程度
含む合金では安定なオーステナイト組織を有するために
は約２倍程度のNi量が必要である。
テナイト組織を安定化し、母相中に固溶して高温強度を
維持する元素であり、完全なオーステナイト組織を得る
には、Ni当量とCr当量との関係式から計算したシエフラ
線図よりすれば約２８％以上必要とされるが、Cr−Ni系
あるいはFe−Cr−Ni系の合金ではCr量が増大すると 600
〜８００℃の範囲でσ相を生成し、伸び、絞りおよびク
リープ強さが低下する（オーステナイトとフエライトの
２相合金（γ＋α）あるいは完全なオーステナイト
（γ）であってもσ相が生成する）。このσ相生成の抑
制は、NiとCrの量比に関係し、例えばCr量を３０％程度
含む合金では安定なオーステナイト組織を有するために
は約２倍程度のNi量が必要である。
また本発明においては、Al,Tiを複合添加することによ
り、高温で使用中にNi3（Al,Ti）金属間化合物すなわち
γ′相を析出させ、これによって高温強度特にクリープ
破断強度の向上する特徴的構成を有するが、γ′の生成
にはAl,Ti の添加量が影響するとともにNi量も重要な役
割を果す。また、Cr量を３０％と一定にした場合にNi量
を２０〜７０％まで変化した場合Ni量は多いほど耐食性
を改善する効果が大きい。
り、高温で使用中にNi3（Al,Ti）金属間化合物すなわち
γ′相を析出させ、これによって高温強度特にクリープ
破断強度の向上する特徴的構成を有するが、γ′の生成
にはAl,Ti の添加量が影響するとともにNi量も重要な役
割を果す。また、Cr量を３０％と一定にした場合にNi量
を２０〜７０％まで変化した場合Ni量は多いほど耐食性
を改善する効果が大きい。
また更に本発明においては、σ相の生成を抑制する点で
オーステナイト安定化元素とされるMnを、合金の加工性
を考慮して後述の如く低めているという特徴的な構成も
有している。
オーステナイト安定化元素とされるMnを、合金の加工性
を考慮して後述の如く低めているという特徴的な構成も
有している。
したがって、これら種々のNi量増加の必要性から、Niの
含有量は少なくとも５８％以上、特に６０〜６７％の範
囲が好ましい。
含有量は少なくとも５８％以上、特に６０〜６７％の範
囲が好ましい。
Feは、Niの一部に代替して含有させることができるが、
この場合にもNiは少なくとも５８％以上必要であるの
で、特にFeを１０重量％以下、特に５重量％以下が好ま
しい。
この場合にもNiは少なくとも５８％以上必要であるの
で、特にFeを１０重量％以下、特に５重量％以下が好ま
しい。
Crは優先酸化されて表面に密着性の良い保護被膜を生成
し耐酸化性を著しく改善するのに有効な元素である。十
分な耐酸化性を得るには少なくとも２８％以上必要であ
り、σ相の生成を抑制する観点から３２％を越える添加
量は好ましくない。したがって、Crの含有量は２８〜３
２％とされる。
し耐酸化性を著しく改善するのに有効な元素である。十
分な耐酸化性を得るには少なくとも２８％以上必要であ
り、σ相の生成を抑制する観点から３２％を越える添加
量は好ましくない。したがって、Crの含有量は２８〜３
２％とされる。
Siは脱酸作用があり、脱酸剤として必要な元素であると
ともに耐食性を改善する元素であるが、あまり多く添加
するとσ相の生成を促進させて脆化するので、Siの含有
量は０．７〜１．２％、特に０．７〜１．０％の範囲が
好ましい。
ともに耐食性を改善する元素であるが、あまり多く添加
するとσ相の生成を促進させて脆化するので、Siの含有
量は０．７〜１．２％、特に０．７〜１．０％の範囲が
好ましい。
MnはSiと同様に脱酸剤として必要な元素であり、製造上
不可避的に混入する元素の一つであるＳと結合してMnS
を生成して高温割れを防止する元素であるが、鍛造，圧
延，引抜加工の工程によるシームレス管等の製造を考慮
した場合、Mnを必要以上に多くすると割れが発生しやす
くなる。また、Siとは逆にMnはオーステナイト安定化元
素であり高温強度の担い手となるため、その含有量は
０．２〜０．８％、特に、０．３〜０．７％の範囲が好
ましい。また、本発明材はその重要な強化因子である
γ′相すなわちNia（Al,Ti）金属間化合物を析出するた
めTiを添加しており、Mn／Ti比は特に限定はされるもの
ではないが強度向上の観点からはMn／Tiの重量％比で
０．３〜０．７が好ましい。
不可避的に混入する元素の一つであるＳと結合してMnS
を生成して高温割れを防止する元素であるが、鍛造，圧
延，引抜加工の工程によるシームレス管等の製造を考慮
した場合、Mnを必要以上に多くすると割れが発生しやす
くなる。また、Siとは逆にMnはオーステナイト安定化元
素であり高温強度の担い手となるため、その含有量は
０．２〜０．８％、特に、０．３〜０．７％の範囲が好
ましい。また、本発明材はその重要な強化因子である
γ′相すなわちNia（Al,Ti）金属間化合物を析出するた
めTiを添加しており、Mn／Ti比は特に限定はされるもの
ではないが強度向上の観点からはMn／Tiの重量％比で
０．３〜０．７が好ましい。
Moは本発明における重要な元素であり、石炭燃焼ガスに
対する耐高温腐食性を劣化することなく、γ固溶体の基
地を強化するとともに、その一部は炭化物として析出し
高温強度を向上させ且つ結晶粒界を強化する。さらに強
化因子となる炭化物及びγ′相の粒界への凝集粗大化を
抑制する効果がある。しかしながら、Mo量が０．８％未
満ではその効果が小さく、また１．６％を越えると、か
えってσ相の析出を助長し加工性が著しく低下する。し
たがってMoの含有量は０．８〜１．６％、特に１．０〜
１．３％の範囲が好ましい。
対する耐高温腐食性を劣化することなく、γ固溶体の基
地を強化するとともに、その一部は炭化物として析出し
高温強度を向上させ且つ結晶粒界を強化する。さらに強
化因子となる炭化物及びγ′相の粒界への凝集粗大化を
抑制する効果がある。しかしながら、Mo量が０．８％未
満ではその効果が小さく、また１．６％を越えると、か
えってσ相の析出を助長し加工性が著しく低下する。し
たがってMoの含有量は０．８〜１．６％、特に１．０〜
１．３％の範囲が好ましい。
Nbは、Si,Mn,Mo、あるいはTiと同様にσ相の生成を助長
する元素であるが、炭化物を析出して高温強度を向上さ
せるのに有効である。また、微細で安定な炭化物を形成
し、高温で使用中の結晶粒の粗大化を防止するととも
に、γ固溶体の基地に固溶しているＣの移動を抑制する
ことにより粒界への炭化物の凝集粗大化を抑制する。し
かしながら、Nb量が０．６％未満ではその効果が小さ
く、また１．５％を越えると、σ相を生成してクリープ
破断強度を低下させる。したがって、Nbの含有量は０．
６〜１．５％、特に０．９〜１．３％の範囲が好まし
い。
する元素であるが、炭化物を析出して高温強度を向上さ
せるのに有効である。また、微細で安定な炭化物を形成
し、高温で使用中の結晶粒の粗大化を防止するととも
に、γ固溶体の基地に固溶しているＣの移動を抑制する
ことにより粒界への炭化物の凝集粗大化を抑制する。し
かしながら、Nb量が０．６％未満ではその効果が小さ
く、また１．５％を越えると、σ相を生成してクリープ
破断強度を低下させる。したがって、Nbの含有量は０．
６〜１．５％、特に０．９〜１．３％の範囲が好まし
い。
Alは、耐酸化性の向上に有効であるとともに、本発明の
特徴であるγ′相の析出に寄与する元素である。通常、
Tiとの複合添加により、Ni3（Al,Ti）金属間化合物を生
成することによって高温強度向上に寄与する。しかしな
がら、Al量が０．３％未満になるとγ′相に含まれるTi
量が増加し、Ni3Tiすなわちη相を析出して著しく強度
を低下させる。また０．７％を越えると過剰のAlがAlN
を析出し、延性を著しく低下させる。したがってAlの含
有量は０．３〜０．７％特に０．３〜０．５％の範囲が
好ましい。
特徴であるγ′相の析出に寄与する元素である。通常、
Tiとの複合添加により、Ni3（Al,Ti）金属間化合物を生
成することによって高温強度向上に寄与する。しかしな
がら、Al量が０．３％未満になるとγ′相に含まれるTi
量が増加し、Ni3Tiすなわちη相を析出して著しく強度
を低下させる。また０．７％を越えると過剰のAlがAlN
を析出し、延性を著しく低下させる。したがってAlの含
有量は０．３〜０．７％特に０．３〜０．５％の範囲が
好ましい。
TiはNb,Mo と同様に炭化物を生成し析出強化して高温強
度，延性を向上するとともに、Alとの複合添加により
γ′相を析出して高温強度を向上させる。この効果が有
効に働くのはAl/Ti の比で０．２〜０．５の範囲であ
り、０．２未満であるとη相を析出することにより高温
強度を著しく低下させる。また、０．５を越えると効果
が小さくなってしまう。また、２．０％を越えるとγ′
の析出量が多くなり、延性を著しく低下させる。したが
ってTiの含有量は０．６〜２．０％特に０．９〜１．６
％の範囲が好ましい。
度，延性を向上するとともに、Alとの複合添加により
γ′相を析出して高温強度を向上させる。この効果が有
効に働くのはAl/Ti の比で０．２〜０．５の範囲であ
り、０．２未満であるとη相を析出することにより高温
強度を著しく低下させる。また、０．５を越えると効果
が小さくなってしまう。また、２．０％を越えるとγ′
の析出量が多くなり、延性を著しく低下させる。したが
ってTiの含有量は０．６〜２．０％特に０．９〜１．６
％の範囲が好ましい。
本発明合金は溶体化処理されたままの全オーステナイト
組織を有する。溶体化処理温度は1100〜1200℃が好まし
く、特に1170〜1190℃がよい。この範囲で溶体化処理を
行なうと結晶粒は約１００〜３５０μｍの範囲となる。
結晶粒の大きさはクリープ破断強度に大きく影響する。
一般に同一鋼種であれば結晶粒が大きい程強度は高くな
るが、大きくなりすぎると短時間強度は高くなるが長時
間で強度が低下する。そこで、熱処理温度によって結晶
粒を限定することにより強度を得ることが好ましく、前
記溶体化処理によれば、700℃，105時間クリープ破断強
度は１１kgf／mm2以上、あるいは７５０℃，105時間ク
リープ破断強度は７kgf／mm2以上の特性を示すものが得
られる。また、溶体化処理時に本発明材の強化因子であ
るγ′相が体積比で０．５％程度析出しても影響はない
が、通常、溶体化処理は加熱後水冷によって急冷するた
め、溶体化処理後γ′相は認められない。
組織を有する。溶体化処理温度は1100〜1200℃が好まし
く、特に1170〜1190℃がよい。この範囲で溶体化処理を
行なうと結晶粒は約１００〜３５０μｍの範囲となる。
結晶粒の大きさはクリープ破断強度に大きく影響する。
一般に同一鋼種であれば結晶粒が大きい程強度は高くな
るが、大きくなりすぎると短時間強度は高くなるが長時
間で強度が低下する。そこで、熱処理温度によって結晶
粒を限定することにより強度を得ることが好ましく、前
記溶体化処理によれば、700℃，105時間クリープ破断強
度は１１kgf／mm2以上、あるいは７５０℃，105時間ク
リープ破断強度は７kgf／mm2以上の特性を示すものが得
られる。また、溶体化処理時に本発明材の強化因子であ
るγ′相が体積比で０．５％程度析出しても影響はない
が、通常、溶体化処理は加熱後水冷によって急冷するた
め、溶体化処理後γ′相は認められない。
第１表に示す化学組成の本発明合金（NO. １〜NO.
５）、および比較合金（NO. ６〜NO. 12）を、溶製−造
塊−圧延して鋼板にし、溶体化処理を施した後、供試材
とした。
５）、および比較合金（NO. ６〜NO. 12）を、溶製−造
塊−圧延して鋼板にし、溶体化処理を施した後、供試材
とした。
液体化処理は、本発明合金ＮＯ．１〜５及び比較合金Ｎ
Ｏ．６〜９について１１８５℃×１０ min−水冷，比較
合金ＮＯ．１０について１０５０℃×３０ min−水冷，
比較合金ＮＯ．１１について１１５０℃×３０min−水
冷，比較合金ＮＯ．１２について１０５０℃×３０ min
−水冷を夫々施したものである 次に溶体化処理を施した各供試材について、腐食試験と
クリープ破断試験を行て耐食性とクリープ破断強度を比
較した。さらに、直径１２０mm，長さ２００mmの溶解イ
ンゴットを３０mm角材に鍛造したときの割れ発生を調
べ、鍛造性を比較した。
Ｏ．６〜９について１１８５℃×１０ min−水冷，比較
合金ＮＯ．１０について１０５０℃×３０ min−水冷，
比較合金ＮＯ．１１について１１５０℃×３０min−水
冷，比較合金ＮＯ．１２について１０５０℃×３０ min
−水冷を夫々施したものである 次に溶体化処理を施した各供試材について、腐食試験と
クリープ破断試験を行て耐食性とクリープ破断強度を比
較した。さらに、直径１２０mm，長さ２００mmの溶解イ
ンゴットを３０mm角材に鍛造したときの割れ発生を調
べ、鍛造性を比較した。
なお、腐食試験はモル比でNa2SO4:K2SO4:Fe2O3の比が
１．５：１．５：１からなる混合物を供試材の表面に塗
布し、７３０℃で１％SO2，１０％CO2，５％Ｏ２および
Ｎ２の混合ガス中で１００時間保持し、試験後の腐食減
量をって耐食性を評価した。また、７００℃，７５０
℃，１０5時間クリープ破断強度は、７００℃，７５０
℃，８００℃のクリープ破断強度からラルソン・ミラー
のパラメータを用いて整理したもので評価した。また、
鍛造性は前記の如く実際の鍛造を行うことによって割れ
発生を調査することによって評価した。
１．５：１．５：１からなる混合物を供試材の表面に塗
布し、７３０℃で１％SO2，１０％CO2，５％Ｏ２および
Ｎ２の混合ガス中で１００時間保持し、試験後の腐食減
量をって耐食性を評価した。また、７００℃，７５０
℃，１０5時間クリープ破断強度は、７００℃，７５０
℃，８００℃のクリープ破断強度からラルソン・ミラー
のパラメータを用いて整理したもので評価した。また、
鍛造性は前記の如く実際の鍛造を行うことによって割れ
発生を調査することによって評価した。
それらの結果を第２表，第３表及び第４表に示す。
第２表に示す如く３０％Cr−６０％Ni系合金（供試材Ｎ
Ｏ．１〜ＮＯ．９のものをいう：以下同じ）は、比較合
金のＮＯ．１０（ SUS３１０）及びＮＯ．１１（インコ
ロイ８００Ｈ）に比べて、それぞれ６倍，３倍程度の耐
食性を示し、比較合金ＮＯ．12（インコネル６９０）と
同等の耐食性を示している。
Ｏ．１〜ＮＯ．９のものをいう：以下同じ）は、比較合
金のＮＯ．１０（ SUS３１０）及びＮＯ．１１（インコ
ロイ８００Ｈ）に比べて、それぞれ６倍，３倍程度の耐
食性を示し、比較合金ＮＯ．12（インコネル６９０）と
同等の耐食性を示している。
また、第３表に示す如く、本発明合金のクリープ破断強
度は比較合金よりも高い値を示し、３０％Cr−６０％Ni
系合金でも比較合金ＮＯ．６及びＮＯ．８は長時間側で
強度が低下する傾向を示している。
度は比較合金よりも高い値を示し、３０％Cr−６０％Ni
系合金でも比較合金ＮＯ．６及びＮＯ．８は長時間側で
強度が低下する傾向を示している。
第４表は３０％Cr−６０％Ni系合金の鍛造性評価を鍛造
時の割れ発生によって評価した結果を示しており、本発
明合金は鍛造による割れ発生は見られず、又、比較合金
の内強度の引いＮＯ．６及びＮＯ．８も割れは発生しな
かった。しかしながら、比較合金の内強度の高いＮＯ．
７及びＮＯ９は割れが発生した。
時の割れ発生によって評価した結果を示しており、本発
明合金は鍛造による割れ発生は見られず、又、比較合金
の内強度の引いＮＯ．６及びＮＯ．８も割れは発生しな
かった。しかしながら、比較合金の内強度の高いＮＯ．
７及びＮＯ９は割れが発生した。
第１図は、前記した第３表の結果で示される７００℃及
び７５０℃の１０5時間クリープ破断強度とMn量の関係
を示したものであり、この図より、Mn量は０．２〜０．
８％の範囲で高い強度を示し、特に、０．３〜０．７％
が好ましいことが理解される。また第２図は７００℃及
び７５０℃の１０5時間クリープ破断強度とMn／Tiの関
係を第１表および第３表に基づいて示したものであり、
この図よりMn／Tiは０．３〜０．７の範囲で高い強度を
示すことが理解される。なお第３図は、本発明合金Ｎ
Ｏ．５と比較合金ＮＯ．８を例にして、クリープ破断強
度とラルソン・ミラーのパラメータの関係を示したもの
であり、この図から本発明合金は比較合金より高い強度
を示し、直線の傾きも緩やかであるという好ましい特性
をもつことが理解される。
び７５０℃の１０5時間クリープ破断強度とMn量の関係
を示したものであり、この図より、Mn量は０．２〜０．
８％の範囲で高い強度を示し、特に、０．３〜０．７％
が好ましいことが理解される。また第２図は７００℃及
び７５０℃の１０5時間クリープ破断強度とMn／Tiの関
係を第１表および第３表に基づいて示したものであり、
この図よりMn／Tiは０．３〜０．７の範囲で高い強度を
示すことが理解される。なお第３図は、本発明合金Ｎ
Ｏ．５と比較合金ＮＯ．８を例にして、クリープ破断強
度とラルソン・ミラーのパラメータの関係を示したもの
であり、この図から本発明合金は比較合金より高い強度
を示し、直線の傾きも緩やかであるという好ましい特性
をもつことが理解される。
〔発明の効果〕 本発明によれば、例えば高温高圧の石炭燃焼ガス及び高
温蒸気の雰囲気下の使用において、耐高温腐食性に優れ
且つ高いクリープ破断強度を兼ね備え、また鍛造，圧
延，引抜加工によるチューブ等の製造に適した高強度・
高耐食性合金が得られ、特にこの合金を火力発電プラン
ト用石炭焚ボイラチューブに適用することによって、発
電効率の向上、石炭の有効利用に極めて効果がある。
温蒸気の雰囲気下の使用において、耐高温腐食性に優れ
且つ高いクリープ破断強度を兼ね備え、また鍛造，圧
延，引抜加工によるチューブ等の製造に適した高強度・
高耐食性合金が得られ、特にこの合金を火力発電プラン
ト用石炭焚ボイラチューブに適用することによって、発
電効率の向上、石炭の有効利用に極めて効果がある。
第１図は、本発明合金例および比較合金例の７００℃及
び７５０℃の105時間クリープ破断強度とMn量の関係を
示す図、第２図は、同７００℃及び７５０℃の105時間
クリープ破断強度とMn／Tiの関係を示す図、第３図は、
同クリープ破断強度とラルソン・ミラーのパラメータの
関係を示す図である。
び７５０℃の105時間クリープ破断強度とMn量の関係を
示す図、第２図は、同７００℃及び７５０℃の105時間
クリープ破断強度とMn／Tiの関係を示す図、第３図は、
同クリープ破断強度とラルソン・ミラーのパラメータの
関係を示す図である。
フロントページの続き (72)発明者 桐原 誠信 茨城県日立市久慈町4026番地 株式会社日 立製作所日立研究所内 (56)参考文献 特開 昭60−100640（ＪＰ，Ａ)
Claims (6)
- 【請求項１】重量比で、C:0.03〜0.15％、Cr:28〜32
％、Mn:0.2〜0.8％、Si:0.7〜1.2％、Mo:0.8〜1.6％、N
b:0.6〜1.5％、Al:0.3〜0.7％、Ti:0.6〜2.0％、残部が
実質的にNi，又はNiおよびFeであって、Niは少なくとも
58％以上含有され、全オーステナイト組織を有するとと
もに、Mn/Ti の重量％比が０．３〜０．７であることを
特徴とした鍛造、圧延可能な高強度・高耐食性合金。 - 【請求項２】特許請求の範囲第１項において、Mn含有量
が０．３〜０．７％である高強度・高耐食性合金。 - 【請求項３】特許請求の範囲第１項において、結晶粒の
大きさが100 〜350 μｍである高強度・高耐食性合金。 - 【請求項４】特許請求の範囲第１項において、700 ℃、
105時間クリープ破断強度が11kgf/mm2以上である高強度
・高耐食性合金。 - 【請求項５】特許請求の範囲第１項において、750℃、1
05時間のクリープ破断強度が7kgf/mm2以上である高強度
・高耐食性合金。 - 【請求項６】重量比で、C:0.03〜0.15％、Cr:28〜32
％、Mn:0.2〜0.8％、Si:0.7〜1.2％、Mo:0.8〜1.6％、N
b:0.6〜1.5％、Al:0.3〜0.7％、Ti:0.6〜2.0％、Zr,Hf,
およびTaの１種又は２種以上の合計で0.03〜０．５％、
残部が実質的にNi、又はNiおよびFeであって、Niは少な
くとも58％以上含有され、全オーステナイト組織を有す
るとともに、Mn/Ti の重量％比が０．３〜０．７である
ことを特徴とした鍛造、圧延可能な高強度・高耐食性合
金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP60162589A JPH0660365B2 (ja) | 1985-07-23 | 1985-07-23 | 高強度・高耐食性合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP60162589A JPH0660365B2 (ja) | 1985-07-23 | 1985-07-23 | 高強度・高耐食性合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6223949A JPS6223949A (ja) | 1987-01-31 |
| JPH0660365B2 true JPH0660365B2 (ja) | 1994-08-10 |
Family
ID=15757459
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP60162589A Expired - Lifetime JPH0660365B2 (ja) | 1985-07-23 | 1985-07-23 | 高強度・高耐食性合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0660365B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4123064B2 (ja) | 2003-06-13 | 2008-07-23 | 株式会社日立製作所 | 蒸気タービンロータおよび蒸気タービンプラント |
| US20110240715A1 (en) * | 2010-03-31 | 2011-10-06 | Ge-Hitachi Nuclear Energy Americas Llc | Welding process and corrosion-resistant filler alloy and consumables therefor |
Family Cites Families (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS60100640A (ja) * | 1983-11-07 | 1985-06-04 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 耐熱耐食性の優れた高クロム合金 |
-
1985
- 1985-07-23 JP JP60162589A patent/JPH0660365B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6223949A (ja) | 1987-01-31 |
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