奥氏体系耐热钢的制作方法
【专利摘要】一种奥氏体系耐热钢，其以质量％计含有C：0.05～0.16％、Si：0.1～1％、Mn：0.1～2.5％、P：0.01～0.05％、S：0.005％以下、Ni：7～12％、Cr：16～20％、Cu：2～4％、Mo：0.1～0.8％、Nb：0.1～0.6％、Ti：0.1～0.6％、B：0.0005～0.005％、N：0.001～0.15％，且含有Mg：0.005％以下及Ca：0.005％以下中的至少一种，前述Nb和前述Ti的含量的合计为0.3％以上，余量由Fe及不可避免的杂质构成，析出粒径超过0nm且100nm的析出物的累积数密度为0.1～2.0个/μm2，累积数密度和析出粒径的分布中与累积数密度一半的值相当的析出粒径为70nm以下，平均硬度为160Hv以下，结晶粒度号为7.5以上。
【专利说明】
奥氏体系耐热钢
技术领域
[0001] 本发明设及奥氏体系耐热钢。
【背景技术】
[0002] 通常，锅炉、反应容器等能量相关设备中使用的是数百度W上的高溫工艺，因此需 要在高溫环境也具有优异的蠕变强度的耐热材料。
[0003] 就该耐热材料而言，为了在高溫环境中获得优异的蠕变强度，具有W下方法:添加 高溫环境中可在钢中固溶的元素而获得固溶强化作用的方法、添加在高溫环境析出的元素 而形成高溫环境析出物W获得析出强化作用的方法、使晶粒粗大化而抑制晶界滑动的方法 等。
[0004] 其中，使晶粒粗大化的方法中，由于抑制了化2〇3保护膜的形成，因此有耐水蒸汽氧 化性降低的担忧。
[0005] 另外，为了发挥固溶强化作用，需要增加元素添加量。在增加元素添加量时，有给 蠕变强度W外的各基本特性带来不良影响的担忧。
[0006] 另外，在增加元素添加量时，原料费增加，还可能损害经济性。因此，在耐热材料中 获得固溶强化作用的方法并不能称为理想的获得期望强度的方法。
[0007] 另一方面，获得析出强化作用的方法能够强烈抑制与变形相伴随的位错的移动， 大幅改善蠕变强度，运是已知的。运里，耐热部件大多是按照软化热处理、冷加工、最终热处 理的顺序来制造。运些处理会导致在实际使用的高溫环境中或蠕变试验中产生大量析出， 因此在最终热处理中必须进行加热至高溫、和其后续的急冷处理，W将在实际使用环境中、 蠕变试验中析出的元素预先固溶。为了使析出成分更多地固溶，需要使运样的最终热处理 在尽可能高的溫度进行，但有导致晶粒粗大化的担忧，结果可能导致耐水蒸汽氧化性降低。 [000引在运样的状况下，专利文献1公开了一种奥氏体系不诱钢的制造方法，其在含有 Ti : 0.15~0.5质量％及抓:0.3~1.5质量％中的巧巾或巧巾的奥氏体系不诱钢的冷加工工序 中，将最终软化溫度设为超过1200°C且为1350°CW下并加热，在W500°C/hrW上的冷却速 度冷却后，施加20~90%的冷加工，进而此后加热到1070~1300°C且比最终软化溫度低30 °C W上的溫度，W空冷W上的冷却速度冷却，从而实施最终热处理，由此蠕变强度高，微细 晶粒组织的耐腐蚀性良好。
[0009] 该专利文献1公开的方法是通过前述最终热处理阶段使在实际使用环境中、蠕变 试验中析出的元素的一部分尽量少析出、利用由析出物带来的晶界钉扎效果来抑制晶粒的 粗大化。也即，专利文献1公开的方法通过将冷加工前的软化热处理溫度相对于最终热处理 提高到一定溫度W上，从而使与该溫度差相应的固溶量的差值析出。从而，通过对巧巾热处 理溫度进行研究，兼顾高溫热处理带来的蠕变强度改善和含有较多细粒的组织(微细晶粒 组织）的形成。
[0010] 现有技术文献
[0011] 专利文献
[001^ 专利文献1:日本特公平5 - 69885号公报
【发明内容】
[0013] 发明要解决的课题
[0014] 但是，实际生产中使用的制造设备存在上限溫度。在将软化热处理溫度提高到设 备上限溫度时，为了如专利文献1公开的方法那样在巧巾热处理溫度间设置差值，必须将最 终热处理溫度设为低于设备上限溫度的溫度。但是，最终热处理溫度的降低会引起在实际 使用环境中、蠕变试验中形成的析出量的减少，因此其结果是存在不能充分提高蠕变强度 的可能性。特别是，专利文献1公开的发明是通过形成微细晶粒组织而获得优异的耐水蒸汽 氧化性，且通过使少量的析出物析出而获得晶界的钉扎效果，而能够具有优异的蠕变强度。 但是，如前所述，降低最终热处理溫度W获得钉扎效果是先行使用了应该在实际使用环境 中、蠕变试验中形成的析出物，存在析出物的牺牲。
[0015] 特别是，在使用Ti作为析出元素的火洲S321J1HTB钢、火洲S321J2HTB钢等钢材的 情况下，Ti碳化物的微细析出是否存在极大地左右着高溫强度。另外，就运些钢材而言，Ti 的固溶溫度区域本来就是高溫下，因此软化热处理溫度由于设备的制约而达到上限的情况 较普遍。因此，为了在软化热处理的溫度和最终热处理溫度之间设置溫度差而不得不降低 最终热处理溫度，存在无法确保在实际使用环境中、蠕变试验中析出的Ti的固溶量的情况。
[0016] 从而，从原理上考虑时，推测现有技术并未能充分活用可由钢材成分获得的析出 强化。需要说明的是，就多数的耐热部件而言，蠕变强度是决定部件厚度的制约因子，因此 若提供蠕变强度则能够使厚度变薄，能够降低成本。但是，目前，还不能说奥氏体系耐热钢 获得了充分的蠕变强度，可W说处于尚未达到能低成本化的状况。
[0017] 另外，为了维持耐水蒸汽氧化性，在使奥氏体系耐热钢的组织形成微细晶粒组织 的前提下应用专利文献1公开的方法时，必须降低最终热处理溫度。如前所述，在降低最终 热处理溫度时，析出元素的固溶量会降低。因此，不能最大限度地活用析出强化，还不能说 提高蠕变强度的效果已充分显现。
[0018] 本发明是鉴于运样的状况而作出的，课题在于，提供一种保持微细晶粒组织且具 有优异的蠕变强度的奥氏体系耐热钢。
[0019] 用于解决课题的手段
[0020] 此前一直是着眼于依赖热处理溫度的析出元素的固溶量，来调整蠕变强度。因此， 一般认为，降低最终热处理溫度时，析出元素的固溶量减少，在实际使用环境中、蠕变试验 中新析出的微细的析出物的量减少，蠕变强度降低。
[0021] 如上所述，专利文献1公开的方法中，通过将软化热处理及最终热处理的溫度差设 为30°CW上，在最终热处理中析出一部分析出元素，从而抑制晶粒的粗大化。但是，如前所 述，通过该操作而析出的析出物原本是应该在实际使用环境中、蠕变试验中析出，并有助于 提高蠕变强度的析出物。即，利用专利文献1公开的方法制造的奥氏体系不诱钢，为了抑制 晶粒的粗大化而使一定量的析出元素析出，相应地不能充分提高蠕变强度的可能性变高。
[0022] 本发明人等对通过该最终热处理而形成的析出物是否能够直接作用于蠕变强度 的提高进行了深入研究。其结果是，本发明人等发现，通过使析出元素的添加量及固溶量保 持在一定范围、且使钢中含有的析出粒径及析出量在一定范围内，在特定热处理条件(具体 而言，低于w往的溫度下进行最终热处理)下进行最终热处理，所获得的析出物能够提高蠕 变强度。
[0023] 也即，本发明人等发现，在特定热处理条件下进行最终热处理而形成的析出物直 接作为微细析出物而有助于蠕变强度的提高。与高溫下进行热处理而获得的W往析出物相 比，蠕变强度更优异，该见解超出了现有技术的观点。
[0024] 另外发现，由于是在前述特定热处理条件（低于W往的溫度下）进行最终热处理， 因此能够保持微细晶粒组织，能够维持耐水蒸汽氧化性。
[0025] 需要说明的是，我们认为，即使是在特定热处理条件下进行最终热处理时（即使在 低于W往的溫度下进行最终热处理)也能够获得良好的蠕变强度的理由如下。
[0026] 此次，本发明人等发现，奥氏体系耐热钢中通过最终热处理形成的析出物比蠕变 试验中形成的析出物对蠕变变形的抑制更有效。通常，针对奥氏体系耐热钢的蠕变试验中 形成的析出物是沿着与变形一起导入的位错而形成的。位错集中在晶界附近，因此析出物 的分布也变得不均匀。
[0027] 与此相对地，在制造奥氏体系耐热钢时的最终热处理中形成的析出物是在晶粒内 均匀地形成的。因此，通过该最终热处理而形成的析出物从变形初期开始在整个晶粒内高 效地抑制与蠕变变形相伴随的位错运动。基于运样的理由，我们推测在前述特定热处理条 件下进行最终热处理时，能够获得良好的蠕变强度。该见解超出了 W往的依赖热处理溫度 的析出元素的固溶量的观点。
[0028] 基于W上的见解而作出的、解决了前述课题的本发明奥氏体系耐热钢，其含有C: 0.05~0.16质量％、51:0.1~1质量％、]?11:0.1~2.5质量％、？:0.01~0.05质量％、5:0.005 质量％ 1^下（不包括0质量％ )、Ni :7~12质量％、Cr: 16~20质量％、Cu:2~4质量％、M〇:0.1 ~0.8质量％、Nb:0.1 ~0.6质量％、Ti :0.1 ~0.6质量％、B:0.0005~0.005质量％、N:0.001 ~0.15质量％，且含有Mg:0.005质量％ ^下（不包括0质量％ )及化:0.005质量％ ^下(不包 括0质量％ )中的至少一种，前述Nb的含量和前述Ti的含量的合计为0.3质量％ ^上、余量由 化及不可避免的杂质构成，析出粒径在超过Onm且为l(K)nmW下的范围内的析出物的累积数 密度为0.1~2.0个Aim2,累积数密度和析出粒径的分布中与前述累积数密度一半的值相当 的析出粒径为70nmW下，平均硬度为leOHvW下且结晶粒度号为7.5W上。
[0029] 由于采取运样的方案，本发明的奥氏体系耐热钢可W具有:将钢材成分限定在前 述范围、且在特定热处理条件下进行最终热处理而能够获得的析出物。该析出物将钢中含 有的析出粒径及析出量控制在一定范围内，有助于析出后直接W微细析出物形式来提高蠕 变强度。如前所述，该微细析出物与W往高溫下进行最终热处理而析出的析出物相比，能够 提高蠕变强度。并且，除此W外，由于在特定热处理条件、具体为在低于W往的溫度下进行 最终热处理，因此能够形成保持微细晶粒组织、耐水蒸汽氧化性优异的奥氏体系耐热钢。
[0030] 需要说明的是，本发明的奥氏体系耐热钢进而优选含有Zr:0.3质量％ ^下（不包 括0质量％)、稀上类元素:〇. 15质量％ 1^下（不包括0质量％)及W:3质量％ 1^下（不包括0质 量％)中的至少一种。
[0031] 本发明的奥氏体系耐热钢W前述范围含有Zr时，能够通过析出强化来提高高溫强 度。另外，本发明的奥氏体系耐热钢W前述范围含有稀±类元素时，能够提高不诱钢的耐氧 化性。进而，本发明的奥氏体系耐热钢W前述范围含有W时，能够通过固溶强化来提高高溫 强度。
[0032] 发明效果
[0033] 本发明的奥氏体系耐热钢由于将钢材成分设为前述范围、且将钢中含有的析出粒 径及析出量控制在一定范围，因此能够保持微细晶粒组织且具有优异的蠕变强度。
【附图说明】
[0034] 图1是说明在累积数密度和析出粒径的分布中求出与前述累积数密度一半的值相 当的析出粒径的图表。需要说明的是，横轴为析出粒径(nm)，纵轴为累积数密度(个/皿2)。
【具体实施方式】
[0035] [奥氏体系耐热钢]
[0036] W下对本发明的奥氏体系耐热钢的具体实施形态(实施方式)进行详细说明。
[0037] 本实施方式的奥氏体系耐热钢的钢材成分含有C:0.05~0.16质量％、Si :0.1~1 质量％、]?11:0.1~2.5质量％、？:0.01~0.05质量％、5:0.005质量％^下（不包括0质量％)、 Ni :7~12质量％、吐：16~20质量％、Cu:2~4质量％、Mo:0.1~0.8质量％、师:0.1~0.6质 量％、Ti :0.1 ~0.6质量％、B:0.0005~0.005质量％、N:0.001~0.15质量％，含有Mg:0.005 质量％ 1^下(不包括0质量％)及化:0.005质量％ 1^下(不包括0质量％)中的至少一种，前述 Nb的含量和前述Ti的含量的合计为0.3质量％ ^上，余量由化及不可避免的杂质构成。
[0038] 需要说明的是，本实施方式的奥氏体系耐热钢优选还含有Zr:0.3质量％ ^下（不 包括0质量％ )、稀上类元素:〇. 15质量％ 1^下（不包括0质量％ )及W:3质量％ 1^下（不包括0 质量％)中的至少一种。
[0039] 观察前述钢材成分可知，本实施方式的奥氏体系耐热钢属于使用Ti作为析出元素 的火SUS321J2HTB钢（18质量％Cr-10质量％Ni-3质量％Cu-Nb，Ti钢）的类型。
[0040] 并且，由前述钢材成分构成的本实施方式的奥氏体系耐热钢，其析出粒径在超过 Onm且为lOOnmW下的范围内的析出物的累积数密度为0.1~2.0个/皿2，累积数密度和析出 粒径的分布中，前述与累积数密度一半的值相当的析出粒径为70nmW下、平均硬度为160HV W下且结晶粒度号为7.5W上。需要说明的是，本说明书中，析出粒径是指按照析出粒子(析 出物)的圆当量直径形式算出的粒径。
[0041] 运里，如用于解决课题的手段中所述那样，将钢中含有的析出粒径及析出量控制 在一定范围的析出物可W通过在特定热处理条件下进行最终热处理而获得。前述平均硬 度、结晶粒度号也能够通过控制热处理溫度来进行控制。特定热处理条件、热处理溫度如后 所述。
[0042] 如前所述，进行特定热处理条件而获得的析出物有助于W微细析出物形式来提高 蠕变强度。另外，由于进行特定热处理条件，因此晶粒能够保持微细的微细晶粒组织。因此， 本实施方式的奥氏体系耐热钢的耐水蒸汽氧化性变得优异。
[0043] W下，对本实施方式的奥氏体系耐热钢的钢材成分和将钢中含有的析出粒径及析 出量控制在一定范围的理由等进行说明。
[0044] 需要说明的是，如前所述，本实施方式的奥氏体系耐热钢属于使用Ti作为析出元 素的火SUS321J2HTB钢的类型。火SUS321J2HTB钢中，下述钢材成分分别发挥W下所述的作 用，偏离规定含量时，有时会发生w下所述的不良。
[0045] [C:0.05 ~0.16 质量 ％]
[0046] C具有形成碳化物、提高高溫强度的作用。本实施方式中，为了获得提高高溫强度 的作用，含有0.05质量上的C。但是，C含量过量、即超过0.16质量％时，形成粗大的碳化 物，不能提高高溫强度。
[0047] 需要说明的是，C含量的下限优选设为0.08质量％，更优选设为0.09质量％ X含量 的上限优选设为0.15质量％，更优选设为0.13质量％。
[004引[Si:0.1 ~1质量％]
[0049] Si在钢液中具有脱氧作用，并且还发挥有效提高耐氧化性的作用。本实施方式中， 为了获得钢液中的脱氧作用和提高耐氧化性的作用，含有0.1质量％ W上的Si。但是，Si含 量过量、即超过1质量％时，会导致钢材的脆化，因此不优选。
[0050] 需要说明的是，Si含量的下限优选设为0.2质量％，更优选设为0.3质量％ "Si含量 的上限优选设为0.7质量％，更优选设为0.5质量％。
[0051] [Mn:0.1 ~2.5 质量 ％]
[0052] Mn在钢液中具有脱氧作用。本实施方式中，为了获得钢液中的脱氧作用，含有0.1 质量％ W上的Mn。但是，Mn含量超过2.5质量％时，会加剧碳化物析出的粗大化，因此不优 选。
[0053] 需要说明的是，Mn含量的下限优选设为0.2质量％，更优选设为0.3质量％ "Mn含量 的上限优选设为2.0质量％，更优选设为1.8质量％。
[0054] [P:0.0l ~0.05 质量 ％]
[0055] P具有提高高溫强度的作用。本实施方式中，为了提高高溫强度，含有0.01质量％ W上的P。但是，P含量过量、即超过0.05质量％时，有损害焊接性的担忧。
[0056] 需要说明的是，P含量的下限优选设为0.015质量％，更优选设为0.02质量％ "P含 量的上限优选设为0.04质量％，更优选设为0.03质量％。
[0057] [S:0.005质量％ 1^下（不包括0质量％)]
[005引S为不可避免的杂质。S含量过量、即超过0.005质量％时，会使热加工性劣化。本实 施方式中，为了不使热加工性劣化，将S含量设为0.005质量％ W下。S含量越少越优选。
[0059] 需要说明的是，S含量的上限优选设为0.002质量％，更优选设为0.001质量％。
[0060] [Ni:7 ~12 质量 ％]
[0061] M具有稳定奥氏体相的作用。本实施方式中，为了稳定奥氏体相，含有7质量％ W 上的Ni。但是，Ni含量超过12质量％时，会导致钢材的成本增加。
[0062] 需要说明的是，Ni含量的下限优选设为9质量％，更优选设为9.5质量％ "Ni含量的 上限优选设为11.5质量％，更优选设为11质量％。
[0063] [化：16~20质量％]
[0064] Cr具有提高钢材的耐氧化性及耐腐蚀性的作用。本实施方式中，为了提高钢材的 耐氧化性及耐腐蚀性，含有16质量％ W上的Cr。但是，Cr含量超过20质量％时，会招致钢材 的脆化。
[0065] 需要说明的是，吐含量的下限优选设为17.5质量％，更优选设为18质量％。化含量 的上限优选设为19.5质量％，更优选设为19质量％。
[0066] [Qi:2 ~4 质量 ％]
[0067] 化在钢中形成析出物，具有提高高溫强度的作用。本实施方式中，为了提高高溫强 度，含有2质量％ W上的化。但是，化含量过量、即超过4质量％时，该效果将达到饱和。
[0068] 需要说明的是，加含量的下限优选设为2.5质量％，更优选设为2.8质量％。化含量 的上限优选设为3.5质量％，更优选设为3.2质量％。
[0069] [Mo:0.1 ~0.8 质量 ％]
[0070] Mo具有提高耐腐蚀性的作用。本实施方式中，为了提高耐腐蚀性，含有0.1质量％ W上的Mo。但是，Mo含量过量、即超过0.8质量％时，会招致钢材的脆化。
[0071] 需要说明的是，Mo含量的下限优选设为0.2质量％，更优选设为0.3质量％ "Mo含量 的上限优选设为0.6质量％，更优选设为0.5质量％。
[0072] [佩:0.1 ~0.6 质量 ％]
[0073] [Ti:0.1 ~0.6 质量 ％]
[0074] [Nb的含量和Ti的含量的合计为0.3质量％ W上]
[0075] Nb及Ti能够通过W碳氮化物(碳化物、氮化物或碳氮化物)形式析出来改善高溫强 度。另外，该析出物抑制晶粒的粗大化，促进Cr的扩散。通过化的扩散，辅助地发挥耐腐蚀性 (耐水蒸汽氧化性)提高作用，因此可W说是本发明中最重要的元素之一。
[0076] 本实施方式中，为了形成师及Ti的析出物W改善高溫强度、或者为了发挥耐水蒸 汽氧化性提高作用，含有0.1质量上的Nb、0.1质量上的Ti。通过同时含有Nb和Ti， 能够进一步提高对提高析出物的高溫强度的帮助。
[0077] 但是，运些如果未按照师的含量和Ti的含量的合计为0.3质量％ W上的方式来含 有，则不能确保最低限度的必要析出量。
[0078] 需要说明的是，Nb含量的下限优选设为0.2质量％ "Ti含量的下限优选设为0.15质 量％。另外，Nb的含量和Ti的含量的总计下限优选设为0.35质量％。
[00巧]另一方面，Nb含量过量、即超过0.6质量％或者Ti含量过量、即超过0.6质量％时， 任一种情况下都会招致析出物粗大化、初性的降低。
[0080]需要说明的是，Nb及Ti的含量的上限分别优选设为0.4质量％，更优选设为0.3质 量％。
[0081 ] [B:0.0005 ~0.005 质量 ％]
[0082] B具有促进M23C6型碳化物(M为碳化物形成元素）的形成、改善高溫强度的作用。本 实施方式中，为了改善高溫强度，含有0.0005质量％ W上的B。但是，B含量过量、即超过 0.005质量％时，会招致焊接性的降低。
[0083] 需要说明的是，B含量的下限优选设为0.001质量％，更优选设为0.0015质量％。8 含量的上限优选设为0.004质量％，更优选设为0.003质量％。
[0084] [N:0.001 ~0.15 质量 ％]
[0085] N具有通过固溶强化来提高高溫强度的作用。本实施方式中，为了提高高溫强度， 含有0.001质量％ W上的N。但是，N含量过量、即超过0.15质量％时，有招致形成粗大的Ti氮 化物、Nb氮化物，使初性恶化的担忧。
[0086] 需要说明的是，N含量的下限优选设为0.002质量％，更优选设为0.003质量％ "N含 量的上限优选设为0.08质量％，更优选设为0.04质量％。
[0087] [1旨:0.005质量％^下（不包括0质量％)及化:0.005质量％^下(不包括0质量％) 中的至少一种]
[0088] Mg及化作为脱硫?脱氧元素发挥作用，具有改善钢材的热加工性的作用。可W根 据作为不可避免的杂质而含有的S的含量而W0.005质量％ W下的范围含有化及Mg。
[0089] 需要说明的是，化及Mg的上限均优选设为0.002质量％。
[0090] [Z;r:0.3质量％ 1^下（不包括0质量％)]
[0091] 化为任选成分，具有通过析出强化提高高溫强度的作用。但是，&含量过量、即超 过0.3质量％时，会形成粗大的金属间化合物，招致高溫延性的降低。
[0092] 需要说明的是，Zr含量的上限优选设为0.25质量％。
[0093] 其中，含有Zr时，钢材的成本增加，因此可W根据需要而含有。
[0094] [稀±类元素:0.15质量％ 1^下(不包括0质量％ )]
[00%]稀±类元素为任选成分，具有提高不诱钢的耐氧化性的作用。
[0096] 也即，通过任选含有稀±类元素，能够抑制氧化皮的生成。但是，稀±类元素的含 量过量、即超过0.15质量％时，高溫环境中部分晶界烙融，抑制热加工性，因此不优选。
[0097] 需要说明的是，稀±类元素的含量的上限优选设为0.1质量％，更优选设为0.05质 量％。
[009引运里，稀±类元素是选自Sc和Y、w及WLa、Ce、Nd为代表的15种铜系元素的总计17 种元素中的1种W上元素。另外，稀±类元素的含量是选自17种元素中的1种W上元素的总 计含量。
[0099] [W:3质量％^下（不包括0质量％)]
[0100] W为任选成分，具有通过固溶强化提高高溫强度的作用。但是，W含量过量、即超过3 质量％时，形成粗大的金属间化合物，招致高溫延性的降低。
[0101] 需要说明的是，W含量的上限优选设为2.5质量％，更优选设为2.0质量％。
[0102] 通过含有W上说明的钢材成分而发挥前述作用，与此同时也招致成本增加。因此， 可W根据所需强化量和可接受的成本来设定含量。
[0103] [余量为化及不可避免的杂质]
[0104] 余量为Fe及此外的不可避免的杂质。作为该此外的不可避免的杂质，可W列举例 如八1、5]1、化、？13、43、8；[、訊、16、56、1]1等。
[0105] 需要说明的是，期望不可避免的杂质尽量少，其标准建议设为:A1为0.01质量％ W 下、Sn为0.005质量％ W下、Zn为0.01质量％ W下、Pb为0.002质量％ W下、As为0.01质量％ W下、Bi为0.002质量％ W下、Sb为0.002质量％ W下、Te为0.01质量％ W下、Se为0.002质量 W下、In为0.002质量％ W下。
[0106] [平均硬度为leoHvW下]
[0107] 在设定前述成分范围的基础上，为了确保实际使用环境中、蠕变试验中析出的元 素的固溶量，本实施方式中，将平均硬度(维氏硬度)设为leOHvW下。平均硬度超过160HV 时，不能确保在实际使用环境中、蠕变试验中析出的元素的固溶量，因此蠕变强度降低。为 了使平均硬度为leOHvW下，虽然也取决于前述成分组成，但可W例如在115(TCW上的溫度 进行热处理并利用水冷进行冷却，从而容易地获得。
[0108] 需要说明的是，平均硬度的上限优选设为140HV。另外，平均硬度的下限优选设为 1 OOHv，更优选设为11 OHv。
[0109] 需要说明的是，维氏硬度例如可W基于JIS Z 2244:2009来测定。
[0110] [析出粒径在超过Onm且为10化mW下的范围内的析出物的累积数密度为0.1~2.0 个/皿2]
[0111] [累积数密度和析出粒径的分布中与前述累积数密度一半的值相当的析出粒径为 70nmW下]
[0112] 析出粒径在超过Onm且为lOOnmW下的范围内的析出物的累积数密度设为0.1~ 2.0个Aim2,且累积数密度和析出粒径的分布中与前述累积数密度一半的值相当的析出粒 径设为70nmW下，从而能够提高蠕变强度。
[0113] 目P，通过最终热处理形成的析出物一边W-定量来形成100皿W下的析出物，一边 保持着微细状态、即与累积数密度一半的值相当的析出粒径为70nmW下，因此能够提高蠕 变强度。
[0114] 前述累积数密度的下限优选设为0.3/M12,更优选设为0.4/M12。
[0115] 另外，前述与累积数密度一半的值相当的析出粒径的上限优选设为60nm，更优选 设为50nm。需要说明的是，与前述累积数密度一半的值相当的析出粒径的下限超过Onm。
[0116] 该析出粒径及前述累积数密度的测定方法如后所述。
[0117] [结晶粒度号为7.5W上]
[0118] 结晶粒度号为7.5W上时，金属组织为足够微细的状态，可W称为微细晶粒组织。 因此，能够维持耐水蒸汽氧化性。
[0119] 为了使结晶粒度号为7.5 W上，可W在后述的特定热处理条件下进行最终热处理。
[0120] [在特定热处理条件下的最终热处理]
[0121] 为了将钢中含有的析出粒径及析出量控制在一定范围且使结晶粒度号为7.5W 上，可W满足前述钢材成分、硬度范围的前提下，在使析出物的粗大化因子为2000°C ? min W下的条件下进行最终热处理。需要说明的是，该"析出物的粗大化因子为200(TC ? minW 下的条件"为前述特定热处理条件。
[0122] 析出物的粗大化因子是指表征热对析出物粗大化的影响的指标，是关于热处理中 的溫度历程、W时间来对析出物逐渐生长的900°CW上的溫度积分而得的值。需要说明的 是，该粗大化因子不仅包括热处理的保持时间，还必须包括900°CW上的升溫时间及冷却时 间。顺便说一下，如火SUS321J2HTB钢之类的含有Ti作为析出元素、充分提高了高溫强度的 W往的奥氏体系耐热钢的粗大化因子为3000~7000°C ? min左右。与此相对地，如前所述， 本实施方式的奥氏体系耐热钢的粗大化因子设为2000°C ? minW下。需要说明的是，粗大化 因子的下限优选设为大于473°C - min,更优选设为500°C -minW上，进而优选设为82rC ? minW 上。
[0123] 满足前述粗大化因子时，能够根据设备的制约等调节最高到达溫度及保持时间。 运里，现有技术中，为了形成析出物同样需要在比最终热处理高30°CW上的溫度实施软化 热处理，使析出元素固溶。即，比软化热处理低30°C的溫度为前述最终热处理的上限溫度。
[0124] [析出粒径及累积数密度的测定方法]
[0125] 为了判断粗大化因子是否满足前述条件，需要对析出物的数密度及尺寸分布进行 定量。运可W通过采集在钢材剖面中的析出物分散情况的显微图像并通过图像解析对其定 量而获得。显微图像可w通过扫描型电子显微镜对例如进行了电解研磨的钢材表面进行拍 摄而获得。析出物微细时，可W使用透射型电子显微镜来代替扫描型电子显微镜。需要说明 的是，从定量精度的观点出发，可W对至少200个W上的析出物进行定量，W每lOnm的直方 图形式对超过Onm且为lOOnmW下的析出物进行整理。
[0126] 也即，如图1所示的图表所示，W每lOnm的累积数密度(个/皿2)为纵轴、W析出粒 径(nm)为横轴作图，从而可W将横轴为90~lOOnm的数值理解为本发明规定的"析出粒径在 超过Onm且为l(K)nmW下的范围内的析出物的累积数密度"。另外，关于"与析出粒径在超过 Onm且为lOOnmW下的范围内的析出物的累积数密度一半的值相当的析出粒径"，在图中的 例子中可W理解为将50~60nm的点和60~70nm的点连接时与90~lOOnm的数值的一半的值 相交的横轴数值。
[0127] W上说明的本实施方式的奥氏体系耐热钢由于将钢材成分设定在前述范围内且 将钢中含有的析出粒径及析出量控制在一定范围，因此能够保持微细晶粒组织且具有优异 的蠕变强度。
[0128] 因此，W往是牺牲了在实际使用环境中、蠕变试验中形成的析出量来谋求晶粒的 微细化，而本实施方式的奥氏体系耐热钢则能够使W往被牺牲的析出也用于帮助蠕变强度 的提高。因此，即使是由于设备的制约等存在热处理上限溫度的情况下，也能够最大限度地 获得析出强化作用。从而，在使用Ti作为析出元素的奥氏体系耐热钢中，能够提供形成微细 晶粒组织且蠕变强度进一步提高的耐热不诱钢。本实施方式的奥氏体系耐热钢能够提高蠕 变强度，因此与W往相比，能够使耐热部件的厚度变薄，能够实现耐热部件的低成本化。
[0129] 实施例
[0130] 然后，参照发挥本发明的效果的实施例和不能发挥效果的比较例来具体说明本发 明的内容。
[0131] 将表1所示的钢材成分No.A~F所示的各种钢材烙化，将用真空烙化炉(VIF)烙炼 的20kg铸锭热锻加工成宽度130mmX厚度20mm的尺寸。
[0132] 然后，在1250°C实施软化热处理，通过冷社加工到厚度13mm，作为母材。需要说明 的是，表1所示的No.A~F钢材中的No.A~E是属于所谓的火SUS321J2HTB钢的类型，是满足 本发明规定的化学成分的组成的钢材。与此相对地，No.F是偏离本发明规定的化学成分组 成的钢材。
[0133] 需要说明的是，表1中，下划线及斜体表示的数值表示不满足本发明的要件。
[0134] [表 1]
[0135] 表1
[0136]
[0137] 《）钢材成分No. A~F中，余量为化和不可避免的杂质。
[0138] 对于前述各母材，在1040~1215°C、0.5~10分钟的范围内改变热处理溫度和时 间，即改变析出物的粗大化因子[°C ? min],准备表2的No.1~31所示的钢材。按照下述来测 定运些钢材的维氏硬度、析出粒径在超过Onm且为lOOnmW下的范围内的析出物的累积数密 度、累积数密度和析出粒径的分布中与前述累积数密度一半的值相当的析出粒径、结晶粒 度号、及蠕变断裂时间。将运些测定结果与粗大化因子一起示于表2。
[0139] 需要说明的是，表2中，下划线及斜体所示的数值表示不满足本发明的要件。
[0140] (1)维氏硬度阳乂]
[0141] 关于维氏硬度，对No. 1~31所示的各钢材基于JIS Z 2244:2009进行维氏硬度试 验，测定该硬度。需要说明的是，在维氏硬度试验的载荷为10kg的条件下进行测定。将维氏 硬度为leOHvW下的评价为平均硬度优异，将超过160HV的评价为平均硬度差。
[0142] (2)析出粒径在超过Onm且为lOOnmW下的范围内的析出物的累积数密度[皿/cm2]
[0143] (3)累积数密度和析出粒径的分布中与前述累积数密度一半的值相当的析出粒径 [皿]
[0144] 关于前述(2)的累积数密度及与前述(3)的累积数密度一半的值相当的析出粒径， 使用扫描型电子显微镜对进行了电解研磨的钢材表面拍摄6000倍的图像，对最低200个W 上的析出物进行图像解析，并制作如前述图1所示的图表，算出累积数密度和析出粒径的分 布。
[0145] 此时，获得在6000倍的倍率下能够识别20nm的物体的图像，本实施例中通过透射 型电子显微镜确认不存在更大的微细析出物。
[0146] (4)结晶粒度号
[0147] 关于结晶粒度号，基于JIS G 0551:2013用显微镜观察No.1~31所示的各钢材组 织，测定结晶粒度号。将结晶粒度号为7.5W上的为合格，小于7.5的为不合格。
[0148] (5)蠕变断裂时间[小时]
[0149] 关于蠕变断裂时间，利用No.1~31所示的各钢材基于JIS Z 2271:2010制作试验 片并进行试验，从而测定。蠕变断裂时间为650小时W上的评价为蠕变强度优异，小于650小 时的评价为蠕变强度差。
[0150] [表 2]
[0151] [表 2]
[0152] 表2
[0153]
[0154] 备注2的* 1为表示晶粒粗大化的钢材。
[0155] 备注2的*2表示维氏硬度低、不能确保固溶量的钢材。
[0156] 备注2的*3表示成分偏离了本发明规定的钢材。
[0157] 如表2所示，可W确认发挥本发明的期望效果的No. 4、5、7、8、11、12、14、16、17、18、 20、21、23、25、26、28所示的钢材的蠕变断裂时间为650小时W上，W各自成分获得了比比较 例优异的蠕变断裂强度。另外能够确认，运些N〇.4、5、7、8、11、12、14、16、17、18、20、21、23、 25、26、28所示的钢材的晶粒均微细(为微细晶粒组织）（均为实施例）。
[0158] 需要说明的是，可推知为微细晶粒组织的运些例子能够获得良好的耐水蒸汽氧化 特性。
[0159] 特别是，No . 4和7、No. 11和14、No. 16和18、No. 20和23、No. 25和28分别是在后编号 的热处理溫度比在前编号低的实施例，具体而言，No. 4和7、No. 11和14、No. 25和28是低20°C 的例子，No. 16和18是低10°C的例子，No. 20和23是低30°C的例子。
[0160] 由运些中的No. 16和18、No. 20和23、No. 25和28的结果可知，与在高溫热处理的在 前编号相比，在后编号的蠕变断裂时间增加。运一见解表明，本发明获得的蠕变强度的改善 效果很可能是基于不同于"热处理溫度高则蠕变强度高"运一着眼于析出元素的固溶量的 W往见解的作用。
[0161] 另一方面，如表2所示，No. 1、2、19、24所示的钢材是热处理条件(析出物的粗大化 因子)不合适、从而晶粒粗大化的比较例。即，运些钢材连现有技术(例如专利文献1所述的 发明）中已经能够获得的微细晶粒组织也没有做到。因此推知，运些No. 1、2、19、24所示的钢 材不能获得良好的耐水蒸汽氧化特性。
[0162] 另外，No.9所示的钢材是由于析出物的粗大化因子过低、从而不能使析出成分充 分固溶的比较例。可确认:该No.9所示的钢材虽然为微细晶粒组织，但维氏硬度(平均硬度） 偏离了本发明的规定，蠕变断裂时间降低。
[0163] No.29~31所示的钢材是化学成分组成偏离了本发明的规定的比较例。
[0164] 运些中，No. 29、30所示的钢材晶粒粗大，虽然包含了蠕变强度所需要的要素，但任 一钢材的蠕变强度均低于650小时，与实施例相比，仅能获得不充分的强度。
[0165] 另外，No.31所示的钢材的结晶粒度号为7.5,获得了良好的微细晶粒组织，但蠕变 强度低于650小时，与实施例相比，仅能获得不充分的强度。
[0166] No . 3、6、10、13、15、22、27所示的钢材获得了结晶粒度号为7.5 W上的良好微细晶 粒组织。但是，运些No .3、6、10、13、15、22、27所示的钢材的、析出粒径在超过Onm且为1 OOnm W下的范围内的析出物的累积数密度、及累积数密度和析出粒径的分布中与前述累积数密 度一半的值相当的析出粒径中的至少一者是不满足规定的，因此与实施例相比，蠕变断裂 时间不良（均为比较例）。
[0167] 由W上例子可确认，满足本发明规定的钢材(实施例的钢材)与不满足本发明规定 的钢材(比较例的钢材)相比，为微细晶粒组织且蠕变强度优异。
[0168] 参照特定实施方式对本发明进行了详细说明，但可W在不脱离本发明的精神和范 围的条件下加入各种变更、修正，运对本领域技术人员而言是不言自明的。
[0169] 本申请是基于2014年3月5日提出的日本专利申请（日本特愿2014-042889)的，其 内容通过参考的方式而引入本申请。
[0170] 产业上的利用可能性
[0171] 本发明的奥氏体系耐热钢即使在高溫环境下也显示出优异的蠕变强度，因此在锅 炉、反应容器等能量相关设备在有用。即使在高溫环境中也具有优异的蠕变强度。
【主权项】
1. 一种奥氏体系耐热钢，其特征在于，含有： C:0.05 ~0.16 质量 ％、 Si:0.1~1质量％、 Μη:0·1 ~2.5 质量 ％、 Ρ:0·01 ~0.05 质量 ％、 S:0.005质量％以下且不包括0质量％、 Ni:7~12质量％、 Cr: 16~20质量％、 Cu:2~4质量％、 Μο:0·1 ~0.8 质量 ％、 Nb:0.1 ~0.6 质量 ％、 Ti:0.1 ~0.6 质量 ％、 Β:0·0005 ~0.005 质量 ％、 Ν:0·001~0.15质量％，并且 含有Mg:0.005质量％以下且不包括0质量％&Ca:0.005质量％以下且不包括0质量％ 中的至少一种， 所述Nb的含量和所述Ti的含量的合计为0.3质量％以上， 余量由Fe及不可避免的杂质构成， 析出粒径在超过〇nm且为100nm以下的范围内的析出物的累积数密度为0.1~2.0个/μ m2， 在累积数密度和析出粒径的分布中，与所述累积数密度一半的值相当的析出粒径为 70nm以下， 平均硬度为160Hv以下，且 结晶粒度号为7.5以上。2. 根据权利要求1所述的奥氏体系耐热钢，其特征在于，还含有Zr:0.3质量％以下且不 包括〇质量％、稀土类元素:〇. 15质量％以下且不包括0质量％及评:3质量％以下且不包括0 质量％中的至少一种。
【文档编号】C21D6/00GK106062230SQ201580011341
【公开日】2016年10月26日
【申请日】2015年3月4日 公开号201580011341.1, CN 106062230 A, CN 106062230A, CN 201580011341, CN-A-106062230, CN106062230 A, CN106062230A, CN201580011341, CN201580011341.1, PCT/2015/56433, PCT/JP/15/056433, PCT/JP/15/56433, PCT/JP/2015/056433, PCT/JP/2015/56433, PCT/JP15/056433, PCT/JP15/56433, PCT/JP15056433, PCT/JP1556433, PCT/JP2015/056433, PCT/JP2015/56433, PCT/JP2015056433, PCT/JP201556433
【发明人】宫村刚夫, 难波茂信
【申请人】株式会社神户制钢所