特許 5930635 優れた高温強度を有するオーステナイト系耐熱鋼とその製造方法

(19)【発行国】日本国特許庁(JP)

(12)【公報種別】特許公報(B2)

(11)【特許番号】5930635

(24)【登録日】2016年5月13日

(45)【発行日】2016年6月8日

(54)【発明の名称】優れた高温強度を有するオーステナイト系耐熱鋼とその製造方法

(51)【国際特許分類】

   C22C 38/00 20060101AFI20160526BHJP

   C22C 38/58 20060101ALI20160526BHJP

   C21D 8/00 20060101ALI20160526BHJP

【ＦＩ】

   C22C38/00 302Z

   C22C38/58

   C21D8/00 D

【請求項の数】4

【全頁数】11

(21)【出願番号】特願2011-208575(P2011-208575)

(22)【出願日】2011年9月26日

(65)【公開番号】特開2013-67843(P2013-67843A)

(43)【公開日】2013年4月18日

【審査請求日】2014年3月19日

(73)【特許権者】

【識別番号】000180070

【氏名又は名称】山陽特殊製鋼株式会社

(74)【代理人】

【識別番号】100101085

【弁理士】

【氏名又は名称】横井 健至

(74)【代理人】

【識別番号】100134131

【弁理士】

【氏名又は名称】横井 知理

(72)【発明者】

【氏名】庄 篤史

【審査官】 相澤 啓祐

(56)【参考文献】

【文献】 特開平０６−３２２４８８（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２０００−１２９４０３（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２０００−２５６８０３（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２００１−３００７６３（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開平１１−２７７２９２（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２００４−２５０７８３（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２０１３−０４４０１３（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２０１２−００１７４９（ＪＰ，Ａ）

(58)【調査した分野】（Int.Cl.，ＤＢ名）

Ｃ２２Ｃ ３８／００−３８／６０

Ｃ２１Ｄ ８／００

(57)【特許請求の範囲】

【請求項1】

質量％で、Ｃ：０．０２〜０．０８％、Ｓｉ：０．３超〜０．８％、Ｍｎ：０．６〜２．０％、Ｐ：≦０．０４０％、Ｓ：≦０．００５％、Ｎｉ：１５超〜２６％、Ｃｒ：１８〜２３％、Ｗ：１．８〜４．２％、Ｍｏ：＜０．５％、Ｎｂ：０．２〜０．５％、Ａｌ：０．００１〜０．０４０％、Ｎ：０．０７〜０．１３％、Ｂ：＜０．００１０％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、下記の（１）式、(２）式および（３）式を満足し、７００℃、１０万時間時点におけるクリープ破断強度が１１０ＭＰａ以上であることを特徴とする優れた高温強度を有するオーステナイト系耐熱鋼。
０．０５％≦Ｎｂ−０．０３１（Ｃ＋Ｎ）^{(-0.744Nb-0.772)}≦０．１５％……（１）
２．８％≦Ｗ＋２Ｍｏ≦４．２％……（２）
７．０％≦Ｎｉ＋２７Ｃ＋２３Ｎ＋０．２Ｍｎ＋０．３Ｃｕ−１．２（Ｃｒ＋Ｍｏ＋０．５Ｗ）−０．５Ｓｉ−０．３Ｎｂ＋１０％……（３）

【請求項2】

質量％で、Ｃ：０．０２〜０．０８％、Ｓｉ：０．３超〜０．８％、Ｍｎ：０．６〜２．０％、Ｐ：≦０．０４０％、Ｓ：≦０．００５％、Ｎｉ：１５超〜２６％、Ｃｒ：１８〜２３％、Ｗ：１．８〜４．２％、Ｍｏ：＜０．５％、Ｎｂ：０．２〜０．５％、Ａｌ：０．００１〜０．０４０％、Ｎ：０．０７〜０．１３％、Ｂ：＜０．００１０％を含有し、さらに、Ｃｕ：２．０〜３．２％およびＣａ：０．００１〜０．００７％いずれか１種又は２種を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、下記の（１）式、（２）式および（３）式を満足し、７００℃、１０万時間時点におけるクリープ破断強度が１１０ＭＰａ以上であることを特徴とする優れた高温強度を有するオーステナイト系耐熱鋼。
０．０５％≦Ｎｂ−０．０３１（Ｃ＋Ｎ）^{(-0.744Nb-0.772)}≦０．１５％……（１）
２．８％≦Ｗ＋２Ｍｏ≦４．２％……（２）
７．０％≦Ｎｉ＋２７Ｃ＋２３Ｎ＋０．２Ｍｎ＋０．３Ｃｕ−１．２（Ｃｒ＋Ｍｏ＋０．５Ｗ）−０．５Ｓｉ−０．３Ｎｂ＋１０％……（３）

【請求項3】

質量％で、Ｃ：０．０２〜０．０８％、Ｓｉ：０．３超〜０．８％、Ｍｎ：０．６〜２．０％、Ｐ：≦０．０４０％、Ｓ：≦０．００５％、Ｎｉ：１５超〜２６％、Ｃｒ：１８〜２３％、Ｗ：１．８〜４．２％、Ｍｏ：＜０．５％、Ｎｂ：０．２〜０．５％、Ａｌ：０．００１〜０．０４０％、Ｎ：０．０７〜０．１３％、Ｂ：＜０．００１０％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、下記の（１）式、(２）式および（３）式を満足するオーステナイト系耐熱鋼の鋼塊を、１２００℃以上の温度で１時間以上加熱した後、鍛練比３以上の鍛造または圧延により形成したビレットを用いて鋼材を製造することを特徴とする優れた高温強度を有するオーステナイト系耐熱鋼の鋼材の製造方法。
０．０５％≦Ｎｂ−０．０３１（Ｃ＋Ｎ）^{(-0.744Nb-0.772)}≦０．１５％……（１）
２．８％≦Ｗ＋２Ｍｏ≦４．２％……（２）
７．０％≦Ｎｉ＋２７Ｃ＋２３Ｎ＋０．２Ｍｎ＋０．３Ｃｕ−１．２（Ｃｒ＋Ｍｏ＋０．５Ｗ）−０．５Ｓｉ−０．３Ｎｂ＋１０％……（３）

【請求項4】

質量％で、Ｃ：０．０２〜０．０８％、Ｓｉ：０．３超〜０．８％、Ｍｎ：０．６〜２．０％、Ｐ：≦０．０４０％、Ｓ：≦０．００５％、Ｎｉ：１５超〜２６％、Ｃｒ：１８〜２３％、Ｗ：１．８〜４．２％、Ｍｏ：＜０．５％、Ｎｂ：０．２〜０．５％、Ａｌ：０．００１〜０．０４０％、Ｎ：０．０７〜０．１３％、Ｂ：＜０．００１０％を含有し、さらに、Ｃｕ：２．０〜３．２％およびＣａ：０．００１〜０．００７％いずれか１種又は２種を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、下記の（１）式、(２）式および（３）式を満足するオーステナイト系耐熱鋼の鋼塊を、１２００℃以上の温度で１時間以上加熱した後、鍛練比３以上の鍛造または圧延により形成したビレットを用いて鋼材を製造することを特徴とする優れた高温強度を有するオーステナイト系耐熱鋼の鋼材の製造方法。
０．０５％≦Ｎｂ−０．０３１（Ｃ＋Ｎ）^{(-0.744Nb-0.772)}≦０．１５％……（１）
２．８％≦Ｗ＋２Ｍｏ≦４．２％……（２）
７．０％≦Ｎｉ＋２７Ｃ＋２３Ｎ＋０．２Ｍｎ＋０．３Ｃｕ−１．２（Ｃｒ＋Ｍｏ＋０．５Ｗ）−０．５Ｓｉ−０．３Ｎｂ＋１０％……（３）

【発明の詳細な説明】

【技術分野】

【0001】

本発明は、超々臨界圧の石炭火力発電や石炭ガス化複合発電などに用いられる高強度ボイラ用の鋼管の素材である高温強度を有するオーステナイト系耐熱鋼とその製造方法に関する。

【背景技術】

【0002】

石炭火力発電システムは、経済性と安全性が高いことから、世界中で主要な電力源として多く採用されている。しかし、二酸化炭素を最も排出する発電方式であるため、近年、発電の高効率化が強く求められている。

【0003】

従来の技術として、Ｍｏ、ＷとＮｂを高い含有量で有する高強度オーステナイト系耐熱合金が提案されている（例えば、特許文献１参照。）。この高強度オーステナイト系耐熱合金の製造法は、ＭｏとＷの複合添加による相乗効果と、ＮｂとＴｉの複合添加およびＢの添加による効果により、クリープ破断強度を著しく高める方法である。一般的に、鋼材中の元素偏析は、高温強度を低下させるので、偏析を可能な限り軽減するために、より高温での均質化熱処理や熱間加工が行われる。特に、より高温での熱間加工は、再結晶による拡散効果を同時に得ることができるので、均質化するための最も有効な手段として知られている。しかし、この方法では、強度向上のためにＢが相当量添加されている影響で、鋼材のオーバーヒート温度が低下して、より高温での加工が困難となり、強化元素のＭｏ、ＷおよびＮｂを十分に均質化できないため、さらなる強度向上に余地があった。

【0004】

さらに、ＷとＮｂを含む鋼材を、熱間押出加工における加熱温度と加工後の冷却速度、固溶化熱処理温度および固溶化熱処理後の鋼中のＮｂ固溶量を規定することで、溶接性に優れたオーステナイト系耐熱鋼を得る製造方法が提案されている（例えば、特許文献２参照。）。この方法は、短時間で高いリダクションの加工を行い、直ちに冷却を行う熱間押出法を利用している。このため、強化元素のＷやＮｂの均質化が十分とは言えず、強度向上に余地があった。

【0005】

さらに、固溶化熱処理後の鋼管に、さらにごく少量の冷間加工を施すことで、クリープ破断強度に優れたオーステナイト系耐熱鋼管を得る製造方法が提案されている（例えば、特許文献３参照。）。しかし、実際のボイラの製作では、鋼管を大きく冷間曲げする必要があり、その後に曲げ部の固溶化熱処理を必ず行われなければならない。そのため曲げ部は、冷間加工による強化がリセットされて著しい強度低下が免れず、結果としてこの方法による鋼管を適用することは困難であった。

【先行技術文献】

【特許文献】

【0006】

【特許文献1】特開昭６３−１８３１５５号公報

【特許文献2】特開平１１−２１６２４号公報

【特許文献3】特開２００２−２１２６３４号公報

【発明の概要】

【発明が解決しようとする課題】

【0007】

石炭火力発電システムの高効率化のために、現在、７００℃で優れたクリープ破断強度を有する耐熱鋼が求められている。これまでに開発された高強度材の多くは、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗなどが添加されている。しかし、Ｎｂは、鋼材中に偏析し易い元素である一方、ＭｏやＷは鋼材中の拡散が遅い元素であるため、偏析が原因で強度が低下する場合があった。

【0008】

そこで、本発明が解決しようとする課題は、７００℃において優れたクリープ破断強度を有するオーステナイト系耐熱鋼およびその製造方法を提供することである。

【課題を解決するための手段】

【0009】

上記の課題を解決するための本発明の手段は、Ｍｏ、ＷおよびＮｂ添加型オーステナイト系耐熱鋼の化学成分を最適化することと、より高温下で鋼材を加熱保持、熱間加工し、鋼材中の化学組成を均質化することである。

【0010】

そこで、考慮すべき第１としては、合金組成中のＢ添加量である。一般的にＢは、オーステナイト系耐熱鋼の高温強度と熱間加工延性の向上に有効な元素であるので、０．００１％から０．００５％程度、鋼材中に添加される。一方でＢは、鉄クロムほう化物を生成させて鋼材のオーバーヒート温度を低下させるので、より高温での熱間加工が行えなくなり、鋼材組成の均質化をはかりにくくさせている。そこで、組成の均質化をはかるためには、Ｂ含有量を最小限に留めることが重要である。第２としては、熱間加工中の少量の未固溶炭窒化物である。少量の未固溶炭化物は、高温加熱時の結晶粒粗大化を抑制し、熱間加工性を悪化させずに熱間加工時の結晶粒の微細化に寄与し、拡散による均質化の効果を一層高める。そこで、熱間加工時の再結晶によるＭｏ、ＷおよびＮｂの均質化を一層高めるために、熱間加工中にごく少量の未固溶Ｎｂ炭窒化物を存在させることが重要である。第３としては、鋼塊を１２００℃以上１２９０℃以下で１時間以上加熱することで、鋼材中のＭｏ、ＷおよびＮｂの自己拡散を高めて均質化することである。第４としては、鋼塊をより高温である１２００℃以上で鍛錬比３以上の鍛造または圧延を行うことで、自己拡散効果に動的再結晶による拡散効果を加えて、鋼材中のＭｏ、ＷおよびＮｂを飛躍的に均質化することである。

【0011】

すなわち、上記の手段における、請求項１の発明は、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．０８％、Ｓｉ：０．３超〜０．８％、Ｍｎ：０．６〜２．０％、Ｐ：≦０．０４０％、Ｓ：≦０．００５％、Ｎｉ：１５超〜２６％、Ｃｒ：１８〜２３％、Ｗ：１．８〜４．２％、Ｍｏ：＜０．５％、Ｎｂ：０．２〜０．５％、Ａｌ：０．００１〜０．０４０％、Ｎ：０．０７〜０．１３％、Ｂ：＜０．００１０％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、下記の（１）式、（２）式および（３）式を満足し、７００℃、１０万時間時点におけるクリープ破断強度が１１０ＭＰａ以上であることからなる優れた高温強度を有するオーステナイト系耐熱鋼である。
０．０５％≦Ｎｂ−０．０３１（Ｃ＋Ｎ）^{(-0.744Nb-0.772)}≦０．１５％……（１）
２．８％≦Ｗ＋２Ｍｏ≦４．２％……（２）
７．０％≦Ｎｉ＋２７Ｃ＋２３Ｎ＋０．２Ｍｎ＋０．３Ｃｕ−１．２（Ｃｒ＋Ｍｏ＋０．５Ｗ）−０．５Ｓｉ−０．３Ｎｂ＋１０％……（３）

【0012】

請求項２の発明は、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．０８％、Ｓｉ：０．３超〜０．８％、Ｍｎ：０．６〜２．０％、Ｐ：≦０．０４０％、Ｓ：≦０．００５％、Ｎｉ：１５超〜２６％、Ｃｒ：１８〜２３％、Ｗ：１．８〜４．２％、Ｍｏ：＜０．５％、Ｎｂ：０．２〜０．５％、Ａｌ：０．００１〜０．０４０％、Ｎ：０．０７〜０．１３％、Ｂ：＜０．００１０％を含有し、さらに、Ｃｕ：２．０〜３．２％およびＣａ：０．００１〜０．００７％いずれか１種又は２種を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、下記の（１）式、（２）式および（３）式を満足し、７００℃、１０万時間時点におけるクリープ破断強度が１１０ＭＰａ以上であることからなる優れた高温強度を有するオーステナイト系耐熱鋼である。
０．０５％≦Ｎｂ−０．０３１（Ｃ＋Ｎ）^{(-0.744Nb-0.772)}≦０．１５％……（１）
２．８％≦Ｗ＋２Ｍｏ≦４．２％……（２）
７．０％≦Ｎｉ＋２７Ｃ＋２３Ｎ＋０．２Ｍｎ＋０．３Ｃｕ−１．２（Ｃｒ＋Ｍｏ＋０．５Ｗ）−０．５Ｓｉ−０．３Ｎｂ＋１０％……（３）

【0013】

請求項３の発明は、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．０８％、Ｓｉ：０．３超〜０．８％、Ｍｎ：０．６〜２．０％、Ｐ：≦０．０４０％、Ｓ：≦０．００５％、Ｎｉ：１５超〜２６％、Ｃｒ：１８〜２３％、Ｗ：１．８〜４．２％、Ｍｏ：＜０．５％、Ｎｂ：０．２〜０．５％、Ａｌ：０．００１〜０．０４０％、Ｎ：０．０７〜０．１３％、Ｂ：＜０．００１０％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、下記の（１）式、（２）式および（３）式を満足するオーステナイト系耐熱鋼の鋼塊を、１２００℃以上の温度で１時間以上加熱した後、鍛練比３以上の鍛造または圧延により形成したビレットを用いて鋼材を製造することからなる優れた高温強度を有するオーステナイト系耐熱鋼の鋼材の製造方法である。
０．０５％≦Ｎｂ−０．０３１（Ｃ＋Ｎ）^{(-0.744Nb-0.772)}≦０．１５％……（１）
２．８％≦Ｗ＋２Ｍｏ≦４．２％……（２）
７．０％≦Ｎｉ＋２７Ｃ＋２３Ｎ＋０．２Ｍｎ＋０．３Ｃｕ−１．２（Ｃｒ＋Ｍｏ＋０．５Ｗ）−０．５Ｓｉ−０．３Ｎｂ＋１０％……（３）

【0014】

請求項４の発明は、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．０８％、Ｓｉ：０．３超〜０．８％、Ｍｎ：０．６〜２．０％、Ｐ：≦０．０４０％、Ｓ：≦０．００５％、Ｎｉ：１５超〜２６％、Ｃｒ：１８〜２３％、Ｗ：１．８〜４．２％、Ｍｏ：＜０．５％、Ｎｂ：０．２〜０．５％、Ａｌ：０．００１〜０．０４０％、Ｎ：０．０７〜０．１３％、Ｂ：＜０．００１０％を含有し、さらに、Ｃｕ：２．０〜３．２％およびＣａ：０．００１〜０．００７％いずれか１種又は２種を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、下記の（１）式、（２）式および（３）式を満足するオーステナイト系耐熱鋼の鋼塊を、１２００℃以上の温度で１時間以上加熱した後、鍛練比３以上の鍛造または圧延により形成したビレットを用いて鋼材を製造することからなる優れた高温強度を有するオーステナイト系耐熱鋼の鋼材の製造方法である。
０．０５％≦Ｎｂ−０．０３１（Ｃ＋Ｎ）^{(-0.744Nb-0.772)}≦０．１５％……（１）
２．８％≦Ｗ＋２Ｍｏ≦４．２％……（２）
７．０％≦Ｎｉ＋２７Ｃ＋２３Ｎ＋０．２Ｍｎ＋０．３Ｃｕ−１．２（Ｃｒ＋Ｍｏ＋０．５Ｗ）−０．５Ｓｉ−０．３Ｎｂ＋１０％……（３）

【0015】

上記の手段の鋼成分の限定理由および（１式）〜（３）式の限定理由について以下に説明する。なお、％は質量％である。

【0016】

Ｃ：０．０２〜０．０８％
Ｃは、高温強度向上のために０．０２％以上必要である。しかし、Ｃが０．０８％を超えると炭化物が多量に粒界に析出し、高温長時間経過後に靭性が著しく悪化する。そこで、Ｃは０．０２〜０．０８％とする。

【0017】

Ｓｉ：０．３超〜０．８％
Ｓｉは、脱酸のために必要な元素で、そのために０．３％より多く必要である。しかし、Ｓｉが０．８％を超えると、σ相の粒界析出を促進し、高温長時間経過後に靭性が著しく悪化する。そこで、Ｓｉは０．３超〜０．８％とし、望ましくは０．３超〜０．６％とする。

【0018】

Ｍｎ：０．６〜２．０％
Ｍｎは、脱酸のために必要な元素で、０．６％以上必要である。しかし、Ｍｎが２．０％を超えると、過剰添加となり高コストとなる。そこで、Ｍｎは０．６〜２．０％とする。

【0019】

Ｐ：≦０．０４０％
Ｐは、不可避不純物として含有される元素である。しかし、Ｐが０．０４０％より多く含有されると溶接性が著しく悪化する。そこで、Ｐは０．０４０％以下とする。

【0020】

Ｓ：≦０．００５％
Ｓは、不可避不純物として含有される元素である。しかし、Ｓが０．００５％より多く含有されると熱間加工性が悪化し、加工中の割れ発生を促進する。そこで、Ｓは０．００５％以下とする。

【0021】

Ｎｉ：１５超〜２６％
Ｎｉは、オーステナイト組織を安定化するために必要な元素で、１５％より多く必要である。しかし、Ｎｉが２６％を超えると、過剰添加となり高コストとなる。そこで、Ｎｉは１５超〜２６％とする。

【0022】

Ｃｒ：１８〜２３％
Ｃｒは、優れた耐高温腐蝕性と耐水蒸気酸化性を確保するために必要な元素で、１８％以上必要である。しかし、Ｃｒが２３％を超えると、σ相の粒界析出を促進し、高温長時間経過後に靭性が著しく悪化する。そこで、Ｃｒは１８〜２３％とし、望ましくは１９〜２２％とする。

【0023】

Ｗ：１．８〜４．２％
Ｗは、高温強度向上のために１．８％以上必要な元素である。しかし、Ｗが４．２％を超えると、Ｌａｖｅｓ相が粒界に析出するようになり、高温長時間経過後に靭性が著しく悪化する。そこで、Ｗは１．８〜４．２％とする。

【0024】

Ｍｏ：＜０．５％
Ｍｏは、高温強度向上のために必要な元素である。しかし、Ｍｏが０．５％以上含有されるとＬａｖｅｓ相が析出するようになり、高温長時間経過後に靭性が著しく悪化する。そこで、Ｍｏは０．５％未満とし、望ましくは０．３％以下とする。

【0025】

Ｎｂ：０．２〜０．５％
Ｎｂは、高温強度向上のために０．２％以上必要な元素である。しかし、Ｎｂが０．５％より多く含有されると熱間加工性が悪化し、加工中の割れを発生する。そこで、Ｎｂは０．２〜０．５％とする。

【0026】

Ａｌ：０．００１〜０．０４０％
Ａｌは、脱酸のために必要な元素で、そのために０．００１％以上必要である。しかし、Ａｌが０．０４０％を超えると、粒界にＡｌＮが生じて高温長時間経過後に靭性が著しく悪化する。そこで、Ａｌは０．００１〜０．０４０％とする。

【0027】

Ｎ：０．０７〜０．１３％
Ｎは、高温強度向上のために０．０７％以上必要な元素である。しかし、Ｎが０．１３％を超えると、Ｌａｖｅｓ相の析出を促進させて高温長時間経過後に靭性が著しく悪化する。そこで、Ｎは０．０７〜０．１３％とする。

【0028】

Ｂ：＜０．００１０％
Ｂは、鋼材の熱間加工延性の向上に有効な元素である。しかし、Ｂが０．００１０％以上添加されると、鋼材のオーバーヒート温度が低下し、より高温で熱間加工ができなくなって、動的再結晶による均質化効果が得られなくなる。そこで、Ｂは０．００１０％未満とする。

【0029】

０．０５％≦Ｎｂ−０．０３１（Ｃ＋Ｎ）^{(-0.744Nb-0.772)}≦０．１５％……（１）
（１）式は、材料の熱間加工中の動的再結晶を促進させ、材料中の元素組成を均質化し高温強度を向上させるために０．０５％以上とする必要がある。しかし、（１）式が０．１５％より多いと熱間加工性を悪化し、加工中に割れを発生する。そこで、（１）式は０．０５〜０．１５％とする。

【0030】

２．８％≦Ｗ＋２Ｍｏ≦４．２％……（２）
（２）式は、材料の優れた高温強度を確保するために２．８％以上とする必要がある。しかし、（２）式が４．２％より多いと、Ｌａｖｅｓ相が粒界に多量に析出するようになり、高温長時間経過後に靭性が著しく悪化する。そこで、（２）式は２．８〜４．２％とする。

【0031】

７．０％≦Ｎｉ＋２７Ｃ＋２３Ｎ＋０．２Ｍｎ＋０．３Ｃｕ−１．２（Ｃｒ＋Ｍｏ＋０．５Ｗ）−０．５Ｓｉ−０．３Ｎｂ＋１０％……（３）
（３）式は、オーステナイト組織安定化に必要な条件式で、優れた高温強度を確保するために７．０％以上とする必要がある。そこで、(３）式は７．０％以上とする。

【発明の効果】

【0032】

本願発明は、上記の手段の化学成分からなり、かつ（１）式、（２）式および（３）式を満足することで、７００℃において優れたクリープ破断強度を発揮するオーステナイト耐熱鋼である。本願発明は、超々臨界圧石炭火力発電や石炭ガス化複合発電などに用いられる高強度ボイラ用鋼管などに適用可能な効果を奏する。

【発明を実施するための形態】

【0033】

本発明の実施するための形態について、以下に順次に表を参照して説明する。

【0034】

表１に示す化学成分および表２に示す（１）式、(２）式および（３）式を満足するオーステナイト系耐熱鋼である発明例のＮｏ．１〜１２および比較例Ｎｏ．１３〜２１の鋼種について、それぞれ真空溶解炉にて１０００ｋｇの鋼塊に溶製した。この鋼塊を１２００℃以上の高温で１時間以上加熱し、鍛練比３以上の熱間鍛造または熱間札塩によりビレットに成形した。このビレットからなる鋼材を１１８０℃〜１２２０℃で固溶化熱処理し、この材料をクリープ破断試験に供した。さらに、冷間加工した鋼材でも効果が得られることを確認するために、上記の熱間鍛造した鍛造材を冷間加工し、さらに１１８０℃〜１２２０℃で固溶化熱処理を行って、この鋼材をクリープ破断試験に供した。
なお、（１）式は、０．０５％≦Ｎｂ−０．０３１（Ｃ＋Ｎ）^{(-0.744Nb-0.772)}≦０．１５％、（２）式は、２．８％≦Ｗ＋２Ｍｏ≦４．２％、（３）式は、７．０％≦Ｎｉ＋２７Ｃ＋２３Ｎ＋０．２Ｍｎ＋０．３Ｃｕ−１．２（Ｃｒ＋Ｍｏ＋０．５Ｗ）−０．５Ｓｉ−０．３Ｎｂ＋１０％である。

【0035】

【表1】

【0036】

【表2】

【0037】

クリープ破断試験は、平行部径６ｍｍ、標点距離３０ｍｍの試験片を用いて、７００℃、７５０および８００℃にて行った。試験結果からＬａｒｓｏｎ−Ｍｉｌｌｅｒパラメーターにて、７００℃、１０万時間時点におけるクリープ破断強度（推定値）を求めた。表２に、この推定値が１１５ＭＰａ以上の材料は「◎」、１１０ＭＰａ〜１１５ＭＰａ未満の材料は「○」とし、１０５ＭＰａ〜１１０ＭＰａ未満の材料は「△」とし、１０５ＭＰａ未満の材料は「×」としてそれぞれ評価して示した。

【0038】

Ｎｏ．１〜１２の全ての本発明の実施例は、Ｎｏ．１〜Ｎｏ．５、Ｎｏ．７、Ｎｏ．９、Ｎｏ．１１およびＮｏ．１２が冷間加工を行わず、Ｎｏ．６、Ｎｏ．８およびＮｏ．１０が冷間加工を行ったものである。これらは、クリープ破断強度の７００℃、１０万時間における推定値が１１０ＭＰａ以上で、Ｎｏ．１、Ｎｏ．２、Ｎｏ．５、Ｎｏ．７、Ｎｏ．９、Ｎｏ．１１およびＮｏ．１２は「○」の１１０ＭＰａ以上ないし１１５ＭＰａ未満であり、Ｎｏ．３、Ｎｏ．４、Ｎｏ．６、Ｎｏ．８およびＮｏ．１０は「◎」の１１５ＭＰａ以上であった。したがって、これらの実施例は、７００℃で優れたクリープ破断強度を有するオーステナイト鋼であることが解る。

【0039】

これに対して、Ｎｏ．１３〜２１の比較例は、Ｎｏ．１３およびＮｏ．１４の化学成分のＢは本願発明の範囲から外れている。さらに表２に示すように、これらＮｏ．１３〜２１の比較例において、Ｎｏ．１６、Ｎｏ．１８〜２１が冷間加工を行わず、Ｎｏ．１５およびＮｏ．１７が冷間加工を行ったものである。さらに、Ｎｏ．１６およびＮｏ．２１は加熱温度が本発明方法の１２００℃以上の範囲から外れており、Ｎｏ．１７およびＮｏ．１９は加熱時間が本発明方法の１時間以上の範囲から外れており、Ｎｏ．１８〜Ｎｏ．２１は鍛練比が本発明方法の３以上の範囲から外れており、Ｎｏ．１５およびＮｏ．２０は（１）式の値が０．０５〜０．１５％の範囲から外れている。以上の結果、比較例のＮｏ．１３およびＮｏ．１４は上記したようにＢの添加量は本発明範囲の０．００１０％以上の範囲であるので、熱間加工温度領域でオーバーヒート割れを起こしており、冷間加工は行われておらず、したがってクリープ破断強度は評価できなかった。

【0040】

上記したように、比較例のＮｏ．１５は（１）式の値が請求項から外れているのでクリープ破断強度の評価は「△」で、強度は１０５ＭＰａ以上ないし１１０ＭＰａ未満であった。比較例のＮｏ．１６は加熱温度が１１８０℃で、かつＮｏ．２１は加熱温度が１１９０℃といずれも１２００℃より低いため、クリープ破断強度評価は「×」で、強度は１０５ＭＰａ未満であった。比較例のＮｏ．１７は、加熱時間が０．５時間で１時間よりも短いため、クリープ破断強度評価は「△」で、強度は１０５ＭＰａ以上ないし１１０ＭＰａ未満であった。比較例のＮｏ．１８は、鍛練比が２．５で３よりも小さいため、クリープ破断強度評価は「×」で、強度は１０５ＭＰａ未満であった。比較例のＮｏ．１９は、０．５時間で１時間よりも短く、かつ鍛練比が２で３よりも小さいため、クリープ破断強度評価は「×」で、強度は１０５ＭＰａ未満であった。比較例のＮｏ．２０は、鍛練比が２．５で３よりも小さく、かつ（１）式の値が０．０５％よりも小さいため、クリープ破断強度評価は「×」で、強度は１０５ＭＰａ未満であった。比較例のＮｏ．２１は、加熱温度が１１９０℃で１２００℃よりも低く、かつ鍛練比が３よりも小さいため、クリープ破断強度評価は「×」で、強度は１０５ＭＰａ未満であった。