奥氏体系不锈钢 【技术领域】
本发明涉及一种奥氏体系不锈钢。背景技术 在专利文献 1 中公开了已有的燃烧煤炭等的火力发电锅炉等所使用的、 高温强度 和耐腐蚀性优异的奥氏体系不锈钢钢管。
在专利文献 2 中公开了如下所述的方法 ： 规定对管内表面施加喷丸硬化 (shot peening) 等冷加工所得到的材料的表面状态和硬度， 来防止受到由重复加热和重复冷却引 发的热应力的环境下的、 由水蒸气氧化引发的氧化皮层的剥离。
在专利文献 3 中公开了如下所述的发明 ： 管内表面的被喷丸硬化的面积以可视覆 盖率 (visual coverage) 计为 70％以上、 使耐水蒸气氧化性提高。
在专利文献 4 中公开了利用喷丸硬化将管内面表层部的硬度及内部的硬度设在 指定的范围内、 使耐水蒸气氧化性提高的发明。
专利文献 1 ： 日本特开 2003-268503 号公报
专利文献 2 ： 日本特开 2006-307313 号公报
专利文献 3 ： 国际公开第 2007/099949 号公报
专利文献 4 ： 日本特开 2009-68079 号
最近， 在被实用化的燃气涡轮联合发电中， 使用用于回收燃气涡轮的排气的热而 供 500 ℃以上的蒸气流通的排热回收锅炉 (Heat Recovery Steam Generator。以下称 “HRSG” 。)。另外， 其所使用的换热器管受到水蒸气氧化的腐蚀， 并且受到在以往没有的较 大的温度幅度下的重复热疲劳。 另外， 在新一代太阳能发电的换热器构件 ( 管、 板、 锻造品 ) 中， 由于依赖于天气而聚光热较大地变动， 因此其所使用的材料也受到大气氧化等过度的 腐蚀， 并且受到较大的重复热疲劳。
这样， HRSG 或新一代太阳能发电的换热器构件的使用环境与以往的火力发电锅炉 差别较大， 由严格的温度变动引发的热膨胀、 热收缩与高温腐蚀重叠， 热疲劳裂纹 ( 以下， 称其为 “高温腐蚀热疲劳裂纹” ) 成为较大的瓶颈。
该理由取决于如下情况 ： 以往的高强度奥氏体系不锈钢的热膨胀与碳钢或 9Cr 钢 的热膨胀相比大到 1.3 倍以上， 并在以往以上的高温下被使用。即， 伴随着蒸气的高温化， 使用环境中的温度差增大， 当产生在构件上的热膨胀差较大时， 由此产生的热疲劳也增大。 另外， 当在高温中产生换热管的腐蚀时， 存在有由热膨胀差引发的热疲劳裂纹被加速地促 进的情况。该裂纹在以往型的发电锅炉中完全不是问题， 是完全不用考虑的现象。
在广泛的一般情况中， 作为由疲劳引发的裂纹的抑制防止技术， 存在利用喷丸硬 化等表面冷加工在材料的表面层施加压缩残余应力的技术。但是， 该方法是施加轻度的压 缩残余应力 ( 残余压缩应变 ) 的技术， 在上述的 500℃以上的高温中， 易于使轻度的压缩残 余应力的效果消失而经不起使用。
专利文献 1 的发明虽然考虑了高温强度及耐腐蚀性 ( 包括耐水蒸气氧化性 )， 但是
对本发明所需要的高温腐蚀重叠而成的热疲劳裂纹完全没有考虑。 即使高温强度及耐腐蚀 性较高， 只是这样对于高温腐蚀重叠而产生的热疲劳裂纹却没有效果。
专利文献 2 的发明以抑制氧化皮层的剥离为目的， 由此形成的只是能够识别晶界 和晶粒那样程度的加工层。根据专利文献 3 及 4 的发明获得的加工层也是相同的。在这样 的较低的能量密度的加工层中， 无法防止由高温腐蚀热疲劳引发的裂纹。 发明内容
本发明的目的在于提供一种能够防止在 500℃以上的高温腐蚀环境 ( 氧化等 ) 和 伴随常温～高温的重复热疲劳的环境下被使用的钢中成为问题的高温腐蚀热疲劳的裂纹 的奥氏体系不锈钢及钢管。
本发明人为了开发一种防止在 HRSG 或新一代太阳能发电等新型锅炉中产生的、 高温腐蚀热疲劳的裂纹的革新的技术， 详细地分析了伴随高温腐蚀的热疲劳裂纹， 结果明 确了以下的新的见解。
1) 伴随高温腐蚀的热疲劳裂纹产生于晶界。 其原因在于， 在晶粒内和晶界中， 由于 变形的容易度上存在区别， 因此在应变和应力集中的晶界上产生有裂纹 ( 微小裂纹 )。
2) 裂纹 ( 龟裂 ) 的扩展不是由单纯的热疲劳引发的， 而是在裂纹顶端处由一边伴 随氧化等腐蚀一边重复温度变动引发的热应力和应变所引发的。
3) 该腐蚀热疲劳裂纹的产生及龟裂的扩展利用上述的以往技术的喷丸加工无论 如何也无法阻止。
本发明人将上述见解作为基础反复研究， 获得了下述的见解。 4) 需要具有能够使 Cr( 铬 ) 氧化物皮膜生成在产生于晶界的裂纹 ( 微小裂纹 ) 的 顶端的化学组成的钢材。另外， 钢材的组织作为微粒组织是有效的。
5) 为了防止上述微小裂纹的产生， 需要在钢材的表面以高能量密度进行加工， 压 碎晶界及晶粒的组织使无法区别的层 ( 高能量密度的加工层 ) 存在。由此， 由于能够使由 热疲劳引发的塑性变形的差异消失， 因此能够防止成为龟裂的起点的微小裂纹的产生。
6) 在由该高能量密度的加工层产生微小裂纹而成为龟裂的情况， 也能促进龟裂顶 端的应变的解除， 并且能够防止生成在裂纹顶端的 Cr 氧化物皮膜由腐蚀引发的进一步的 裂纹扩展。
7) 在将包括高能量密度的加工层的试验材料在 650℃～ 750℃的范围加热 10 分 钟～ 10 小时后， 对包括加工层在内的截面进行研磨， 在 5％～ 20％铬酸溶液中对研磨面进 行电解蚀刻， 利用之后的显微镜观察该电解蚀刻的研磨面， 该电解蚀刻后的研磨面显现出 浓淡差。即高能量密度的加工层通过在进行加热敏化热处理后施加电解蚀刻而能够可视 化。
本发明是基于这样的见解而做成的， 将下述的奥氏体系不锈钢及奥氏体系不锈钢 钢管作为主旨。
(1) 一种奥氏体系不锈钢， 以质量％计， 含有 Cr ： 15.0 ％～ 23.0 ％、 Ni ： 6.0 ％～ 20.0％，
表层部覆盖有平均厚度 5μm ～ 30μm 的高能量密度的加工层。
(2) 一 种 奥 氏 体 系 不 锈 钢， 具有如下所述的化学组成 ： 以 质 量 ％ 计， 含有 C ：
0.02％～ 0.15％、 Si ： 0.1％～ 1.0％、 Mn ： 0.1％～ 2.0％、 Cr ： 15.0％～ 23.0％、 Ni ： 6.0％～ 20.0％及 N ： 0.005％～ 0.3％及从 Co ： 0.8％以下、 Cu ： 5.0％以下、 V： 1.5％以下、 Nb ： 1.5％ 以下、 sol.Al ： 0.05 ％以下及 B ： 0.03 ％以下中选择的 1 种以上， 剩余部分由 Fe 及杂质构 成， 作为杂质的 P 是 0.04％以下， 作为杂质的 S 是 0.03％以下， 并且表层部覆盖有平均厚度 5μm ～ 30μm 的高能量密度的加工层。
(3) 根据上述 (1) 或 (2) 的奥氏体系不锈钢， 其中， 以质量％计， 取代 Fe 的一部分， 含有从下述的第 1 组及第 2 组中选择的 1 种以上的元素。
第1组： Ca ： 0.2％以下、 Mg ： 0.2％以下、 Zr ： 0.2％以下及 REM ： 0.2％以下。
第2组： Ti ： 1.0％以下、 Ta ： 0.35％以下、 Mo ： 4.0％以下及 W ： 8.0％以下。
(4) 根据上述 (1) ～ (3) 中任一项的奥氏体系不锈钢， 其中， 700℃时的 10000 小时 的平均蠕变断裂强度是 85MPa 以上。
(5) 根据上述 (1) ～ (4) 中任一项的奥氏体系不锈钢， 其中， 奥氏体结晶粒度编号 是 7 以上。
(6) 上述 (1) ～ (5) 中任一项的奥氏体系不锈钢， 其中， 上述加工层的厚度是如下 所述的厚度 ： 将奥氏体系不锈钢在 650℃～ 750℃的范围加热 10 分～ 10 小时后， 对包括加 工层在内的截面进行研磨， 在 5％～ 20％铬酸溶液中对研磨面进行电解蚀刻， 利用之后的 显微镜观察该电解蚀刻后的研磨面， 该电解蚀刻后的研磨面显现出浓淡差。 (7) 根据上述 (1) ～ (6) 中任一项的奥氏体系不锈钢， 其中， 该奥氏体系不锈钢用 作耐热构件。
(8) 一种奥氏体系不锈钢钢管， 其使用上述 (1) ～ (7) 中任一项的钢。
采用本发明， 能够提供一种能够经得起受到 500℃以上的高温腐蚀并且受到重复 热疲劳的环境的钢、 即具有优异的耐高温腐蚀热疲劳裂纹性的奥氏体系不锈钢。 因此， 本发 明的奥氏体系不锈钢最适合用于 HRSG 或新一代太阳能发电的换热器构件。当然， 本发明 的奥氏体系不锈钢也适于一般的发电锅炉、 化学工业、 核能用等耐热耐压构件所使用的管、 板、 棒及锻造品等特别要求耐热性的用途。 并且， 本发明的奥氏体系不锈钢也能够应用于普 通的火力发电锅炉、 化学工业用的换热器材料、 核能用的换热器材料。
附图说明
图 1 是具有表面高能量密度的加工层的钢管的光学显微镜组织。
图 2 是不具有表面高能量密度的加工层的钢管的光学显微镜组织。 具体实施方式
1. 化学组成
首先， 详细地说明用于规定本发明的奥氏体系不锈钢的化学组成的理由。 以下， 含 有量的 “％” 是指 “质量％” 。
本发明的奥氏体系不锈钢是含有 Cr ： 15.0％～ 23.0％、 Ni ： 6.0％～ 20.0％的不锈 钢。
Cr ： 15.0％～ 23.0％
Cr 是确保耐氧化性、 耐腐蚀性的重要元素。 另外， 为了防止作为本发明的主要目标的腐蚀热疲劳裂纹的龟裂扩展， 在龟裂顶端部必须生成 Cr 氧化物的皮膜。 在高温 (500℃～ 800℃ ) 的蒸气条件下， 在奥氏体系不锈钢的耐腐蚀性和腐蚀疲劳裂纹防止中最低限度所 需要的 Cr 量是 15.0％。Cr 量越多， 越提高上述耐腐蚀性、 耐裂纹性的龟裂顶端的 Cr 氧化 物皮膜的生成。但是， 当 Cr 含有量超过 23.0％时， 生成有较脆的西格玛 (σ) 相而使金相 组织劣化， 强度、 蠕变延展性及焊接性极端地降低。因此， Cr 含有量设为 15.0％～ 23.0％。 Cr 含有量的优选的下限是 16.0％， 更加优选的是 17.0％。另外， 优选的上限是 20.0％， 更 加优选的是 19.0％。
Ni ： 6.0％～ 20.0％
Ni 对使奥氏体组织稳定化、 较脆的西格玛相 (σ 相 ) 等的防止起作用。其含有量 根据其与 Cr 等铁素体生成元素量的平衡决定即可， 但是为了确保高温使用中的强度及耐 腐蚀性， 需要使含有 6.0％以上的 Ni。 但是， 当其含有量超过 20.0％时， 成本上升倒是其次， 主要是会损害耐腐蚀热疲劳裂纹性。因此， Ni 含有量设为 6.0％～ 20.0％。Ni 含有量的优 选的下限是 8.0％， 更加优选的是 8.5％。 另外优选的上限是 15.0％， 更加优选的是 13.0％。
本发明的奥氏体系不锈钢优选特别是具有如下所述的化学组成 ： 以质量％计， 含 有C： 0.02％～ 0.15％、 Si ： 0.1％～ 1.0％、 Mn ： 0.1％～ 2.0％、 Cr ： 15.0％～ 23.0％、 Ni ： 6.0％～ 20.0％及 N ： 0.005％～ 0.3％及从 Co ： 0.8％以下、 Cu ： 5.0％以下、 V： 1.5％以下、 Nb ： 1.5％以下、 sol.Al ： 0.05％以下及 B ： 0.03％以下中选择的 1 种以上， 剩余部分由 Fe 及 杂质构成， 作为杂质的 P 是 0.04％以下， 作为杂质的 S 是 0.03％以下。
另外， 杂质是指在工业上制造钢材时因矿石、 废料等原料等原因混入的成分。
Cr 及 Ni 以外的元素的优选的含有量的范围及限制理由如下所述。
C： 0.02％～ 0.15％
C 对于生成 V、 Ti、 Nb、 Cr 等碳化物、 使高温抗拉强度及高温蠕变强度提高是有效 的。为了获得该效果， 优选含有 0.02 ％以上的 C。但是， 当 C 含有量超过 0.15 ％时， 有可 能产生未固溶碳化物， 或者 Cr 的碳化物增加而焊接性降低。因此， 优选将 C 的含有量设为 0.02％～ 0.15％。更加优选的下限是 0.03％， 更加优选的上限是 0.12％。
Si ： 0.1％～ 1.0％
Si 是具有脱氧效果并且能够提高耐氧化性及耐腐蚀性的元素。为了获得该效果， 优选含有 0.1％以上。但是， 当其含有量超过 1.0％时， 在高温下生成西格玛相而使加工性 劣化， 或者金相组织的稳定性变差。因此， 优选 Si 的含有量设为 0.1％～ 1.0％。从金相组 织的稳定性的观点出发， 优选设为 0.5％以下。
Mn ： 0.1％～ 2.0％
Mn 是对于形成 MnS( 硫化物 )、 改善热加工性有效的元素。 为了获得该效果， 优选含 有 0.1％以上。但是， 当含有超过 2.0％时， 有可能变硬变脆反而损害加工性及焊接性。因 此， 优选将 Mn 的含有量设为 0.1％～ 2.0％。更加优选的下限是 0.5％， 更加优选的上限是 1.5％。
N： 0.005％～ 0.3％
N 对于确保由碳氮化物引发的析出强化等的高温强度和金相组织稳定性是有效 的。为了获得该效果， 优选含有 0.005％以上。但是， 当含有 0.3％以上时， 有可能碳氮化物 增加、 引起高温加工中的裂纹、 伤痕及焊接时的裂纹、 损害耐腐蚀热疲劳裂纹性。 因此， 优选将 N 的含有量设为 0.005％～ 0.3％。 更加优选的下限是 0.01％， 更加优选的上限是 0.2％。
Co ： 0.8％以下
Co 是有助于奥氏体组织的稳定性的有效的元素。但是， 存在制钢上炉内污染的问 题等， 优选其含有量设为 0.8％以下。更加优选的上限是 0.5％。为了获得上述效果， 优选 含有 0.01％以上。
Cu ： 5.0％以下
Cu 作为析出强化元素是有助于高温强度的元素。但是， 当超过 5％时， 有时显著地 损害蠕变延展性。因此， 优选其含有量设为 5％以下。优选的上限是 4％。为了获得上述效 果， 优选其含有量设为 0.01％以上。更加优选的下限是 1％。
V： 1.5％以下
V 是自身生成碳氮化物、 而且固溶在 Cr 系碳化物中并稳定地保持其形态、 对于使 蠕变强度提高有效的元素。 另外， 对于改善耐腐蚀热疲劳性也是有效的。 但是， 当超过 1.5％ 时， 有可能成为制钢中的夹杂物而使加工性及焊接性劣化。因此， 优选其含有量设为 1.5％ 以下。更加优选的上限是 1.0％， 进一步优选的上限是 0.5％。为了获得上述效果， 优选含 有 0.01％以上。更加优选的下限是 0.02％。 Nb ： 1.5％以下
Nb 对于生成碳氮化物、 使蠕变强度提高是有效的。 另外， 也是将用于防止 SCC 的碳 化物稳定化的元素。并且， 也有助于金相组织的微粒化。但是， 在其含有量过量的情况下， 有可能使高温加工性及焊接性劣化。 因此， 优选其含有量设为 1.5％以下。 更加优选的上限 是 1.0％。为了获得上述效果， 优选含有 0.05％以上。更加优选的下限是 0.2％。
Sol.Al ： 0.05％以下
Al 既是对脱氧有效的元素， 也是对于去除非金属夹杂物而使钢质稳定有效的元 素。但是， 过量的含有增加了非金属夹杂物， 蠕变强度降低， 损害疲劳特性及韧性。因此， 优 选含有 0.05％以下的 sol.Al( 可溶性 Al)。更加优选的上限是 0.03％以下。为了获得上述 效果， 优选含有 0.003％以上。
B： 0.03％以下
B 是使高温蠕变强度提高的元素。但是， 在其含有量过量的情况下， 有可能引起厚 壁构件的制造时的裂纹、 焊接施工时的裂纹。因此， 优选其含有量设为 0.03％以下。更加 优选的上限是 0.008％。为了获得上述效果， 优选含有 0.0005％以上。更加优选的下限是 0.001％。
P： 0.04％以下
P 是作为杂质混入的元素， 由于损害焊接性、 加工性， 因此优选其含有量尽可能地 少。因此， 优选其上限设为 0.04％。更加优选的上限是 0.03％。
S： 0.03％以下
S 是作为杂质混入的元素， 由于损害焊接性、 加工性， 因此优选其含有量尽可能地 少。因此， 优选其上限设为 0.03％。更加优选的上限是 0.01％。
本发明的奥氏体系不锈钢也可以取代 Fe 的一部分而含有从 Ca ： 0.2％以下、 Mg ： 0.2％以下、 Zr ： 0.2％以下、 REM ： 0.2％以下、 Ti ： 1.0％以下、 Ta ： 0.35％以下、 Mo ： 4.0 以下 及W： 8.0％以下中选择的一种以上的元素。
Ca ： 0.2％以下
Mg ： 0.2％以下
Zr ： 0.2％以下
REM ： 0.2％以下
这些元素都是使强度、 加工性及耐氧化性提高的元素。另外， 也具有与 P、 S 等有害 杂质结合而消除 P、 S 等的有害性的作用。并且， 具有控制各种析出物的形态而使其微细地 分散、 或者使其在高温中长时间稳定的作用。因此， 也可以含有这些元素中的一种以上。但 是， 有即使过量地含有， 其效果也会饱和， 使成本上升， 而且， 可能作为制钢时的夹杂物反而 损害韧性、 加工性及焊接性。因此， 任一项元素均优选其上限设为 0.2％。为了获得上述效 果， 任一项元素均优选含有 0.0001％以上。 这些元素也可以含有多个种类， 但是优选该情况 的总计含有量设为 0.3％以下。
另外， REM 是 Sc、 Y 及镧系元素的共 17 个元素的总称， REM 的含有量是指上述元素 的总量。
Ti ： 1.0％以下
Ti 是对于形成碳氮化物、 利用析出强化使钢的强度提高有效的元素。 另外， 也是与 Nb 同样地使用于防止 SCC 的碳化物稳定化的元素。但是， 当超过 1.0％地含有时， 有时制钢 时的夹杂物增加而损害强度、 韧性、 焊接性及耐热疲劳性。 因此， 优选 Ti 的上限设为 1.0％。 更加优选的上限是 0.8％。为了获得上述效果， 优选含有 0.001％以上。 Ta ： 0.35％以下
Ta 是形成碳化物、 利用析出强化使钢的强度提高的元素。但是， 当超过 0.35％地 含有时， 有可能损害高温加工性、 焊接裂纹敏感性增高。因此， 优选 Ta 的上限设为 0.35％。 为了获得上述效果， 优选含有 0.01％以上。
Mo ： 4.0％以下
Mo 是提高高温强度及耐腐蚀性的元素。但是， 当其含有量超过 4.0％时， 有可能高 温使用中的脆化相增多， 损害加工性、 焊接性、 强度及耐热疲劳性。因此， 优选 Mo 的上限设 为 4.0％。优选的上限是 3.5％。为了提供强度， 优选含有 0.1％以上。更加优选的下限是 2.0％。在含有 Mo 及 W 这两者的情况下， 优选将 Mo+1/2W 设为 2.0％～ 4.0％。
W： 8.0％以下
W 是与 Mo 同样地提高高温强度及耐腐蚀性的元素。但是， 当其含有量超过 8.0％ 时， 有可能高温使用中的脆化相增多， 损害加工性、 焊接性、 强度及耐热疲劳性。因此， 优选 W 的上限设为 8.0％。优选的上限是 7.0％。为了提供强度， 优选含有 0.1％以上。优选的 下限是 2.0％。
2. 高能量密度的加工层
高能量密度的加工层是指， 如上所述， 在钢材的表面上以高能量密度进行加工而 形成的、 压碎晶界及晶粒的组织而无法区别的层。由于该层是使晶界和粒内的塑性变形的 差异消失的特殊的加工层， 因此在高温腐蚀重叠的热疲劳中， 能够防止在成为龟裂的起点 的晶界上产生的微小裂纹。另外， 该层具有解除应变集中的效果， 另外， 由于具有促进 Cr 的 扩散的效果， 因此 Cr 易于从母材内部向钢材表面层移动， 在龟裂顶端部易于生成 Cr 氧化物 的皮膜。因此， 假设即使在该层生成有微小龟裂的情况下， 也能够防止该龟裂的扩展。在以
往的单纯的高位错密度的加工层中无法获得这样的效果。
高能量密度的加工层的厚度需要是平均 5μm ～ 30μm 的范围。在不足 5μm 时， 无法获得上述效果， 易于产生微细的裂纹。另外， 当超过 30μm 时， 变得过硬而难于弯曲加 工及焊接。另外， 获得超过 30μm 的厚度的高能量密度的加工层， 以普通的方法在工业上是 困难的。
在此， 高能量密度的加工层的平均厚度能够依次进行下述 (1) ～ (5) 而求得。
(1) 将奥氏体系不锈钢在 650℃～ 750℃的范围加热 10 分钟～ 10 小时， 实施敏化 处理。
(2) 对包括加工层在内的垂直截面研磨。
(3) 在 5％～ 20％铬酸溶液中， 以 0.5A/cm2 ～ 2A/cm2 对研磨后的包括加工层在内 的截面进行 10 秒～ 300 秒的电解蚀刻。 在耐腐蚀性较高的材料的情况， 由于难以进行蚀刻， 因此有时也观察金相组织而重复进行。
(4) 利用显微镜， 对包括加工层在内的截面的浓淡差进行观察。此时， 将较浓的部 分设为 “高能量密度的加工层” 。
(5) 选择 10 个视场对高能量密度的加工层的厚度进行测定， 求得高能量密度的加 工层的厚度的平均值。 如图 1 的 (a) 所示， 在观察截面中， 较浓的部分、 即晶粒内及晶界的区别无法区分 的层 ( 图中箭头所示的层 ) 是高能量密度的加工层。另外， 在高能量密度的加工层的上部， 存在有晶界、 晶粒清楚且具有双晶带、 较高的位错密度的普通的加工层， 但是该层不是高能 量密度的加工层。相对于此， 如图 1 的 (b) 所示， 没有进行规定的条件下的喷丸加工的材料 中不存在高能量密度的加工层。
3. 制造方法
高能量密度的加工层不限于喷丸硬化、 冷加工、 利用锤子等进行的表面冲击法、 照 射超声波的方法、 激光喷射 (laser shot) 法等方法。但是， 为了使晶界和晶粒的区别消失， 需要进行能量密度极高的、 精致的表面加工。 具体地说， 例如， 在喷丸硬化的情况下， 通过将 喷丸设为适当的较硬的材质、 大小、 形状， 以及为了使喷丸集中地碰撞于加工面， 将喷出角 度、 流量、 流速、 喷嘴的节流条件设为适当的条件， 由此来实现高能量密度的加工是重要的。
4. 蠕变强度
本发明的奥氏体系不锈钢除了 HRSG 或新一代太阳能发电的换热管之外， 将以往 型的火力发电站锅炉所使用的换热管作为对象， 优选 700℃时的 10000 小时的平均蠕变断 裂强度是 85MPa 以上。在上述环境下使用的奥氏体系不锈钢被 10 万～ 40 万小时长期地曝 露在 500℃以上的温度范围内。因此， 在 700℃时的 10000 小时的平均蠕变断裂强度不足 85MPa 时， 在该环境下无法承受。
5. 结晶粒度
为了确保耐腐蚀热疲劳裂纹性， 在假设产生了裂纹的情况下也能在裂纹顶端部立 即形成 Cr 氧化物皮膜是重要的， 因此， 将母材设为微粒组织是有效的。具体地说， 优选根据 日本 JIS G0551 测定的金相组织的结晶粒度编号设为 7 以上。
实施例 1
在 180kg 真空熔化炉内制作具有表 1 所示的化学组成的钢锭， 通过热锻造、 热挤
压而形成无缝钢管试验材料。A、 B 及 C 钢在挤压后， 以 1250℃实施软化处理、 进行冷拉拔 加工， 进而以 1200℃进行最终固溶化处理， 形成外径 45mm、 壁厚 8mm 的钢管。D、 E 及 F 钢以 1200℃进行最终固溶化处理作为热精加工， 形成外径 45mm、 壁厚 8mm 的钢管。
[ 表 1]
在 A、 B 二种类的条件下对获得的钢管的内表面施加了喷丸硬化。 “A” 是如下所述 的例子 ： 使普通的喷丸一律喷射到管内表面上， 距内表面 40μm 深度的硬度级加工至比母
材的平均硬度高以维氏硬度的差 (ΔHV) 计为 50 以上的值， 获得了加工层。 “B” 是如下所述 的例子 ： 使用缩小喷出口来提高喷出速度的喷嘴， 使 A 的 2 倍的喷出量的喷丸局部地喷出到 管内表面上， 进行压碎组织的加工直到晶界、 晶粒的区别消失， 获得高能量密度的加工层。
< 高能量密度的加工层的厚度 >
为了使加工层可视化， 在各试验片上施加下述 700℃、 1 小时的敏化处理， 对包括 2 加工层在内的截面进行研磨后， 在 10％铬酸溶液中， 以 1A/cm 实施了 70 秒的电解蚀刻。利 用显微镜， 对包括加工层在内的截面的浓淡差进行观察， 将较浓的部分设为 “高能量密度的 加工层” ， 选择 5 个视场对其厚度进行测定。表 2 中示出其结果。
< 母材的结晶粒度 >
根据日本 JIS G 0551 检查管壁厚中央部的平均粒度编号。其结果一并记载在表 2 中。
< 蠕变断裂强度 >
从管壁厚中央部采集外径 6mm、 平行部 30mm 的圆杆拉伸试验片， 从改变了包括 700℃时超过最长 1 万小时的蠕变断裂试验的应力的各 3 条试验结果进行平均， 求得 1 万小 时断裂的强度。其结果一并记载在表 2 中。 < 热疲劳试验 >
首先， 将各试验材料保持以保持管状的状态进行 60 度的坡口加工、 周焊接而形成 带有余料的焊接接头 ( 焊接材料使用了 ER NiCr-3。)， 对该焊接接头反复进行利用高频进 行的骤加热和气冷 ( 骤冷 )， 施加大气氧化和热疲劳。加热 - 冷却在 650℃和 100℃之间重 复实施了 5000 次。在光学显微镜下观察所获得的各试验材料， 检查管纵截面、 内表面喷丸 加工层的腐蚀热疲劳裂纹的有无。若存在有 5μm 以上的裂纹， 则作为 “有裂纹” 。其结果一 并记载在表 2 中。另外， 图 1 及图 2 分别示出试验材料 No.2( 本发明技术 ) 及 No.1( 以往 技术 ) 的显微镜照片。
[ 表 2]
表2
* 是指脱离本发明所规定的范围。
如表 2 所示， 由于试验材料 No.1 及 No.3 不具有高能量密度的加工层 ( 厚度 0μm)， 因此产生了热疲劳裂纹。另外， 由于试验材料 No.8 的 Cr 量较低， 因此即使形成高能量密度 的加工层， 也无法防止热疲劳裂纹。
另外， 由于试验材料 No.2、 4、 5、 6 及 7 满足本发明所规定的化学组成， 并且具有本 发明所规定的厚度的高能量密度的加工层， 因此没有热疲劳裂纹。
产业上的可利用性
采用本发明， 能够提供一种能够经得住受到 500℃以上的高温腐蚀并且受到重复 热疲劳的环境的钢、 即具有优异的耐高温腐蚀热疲劳裂纹性的奥氏体系不锈钢。 因此， 本发 明的奥氏体系不锈钢最适合用于 HRSG 或新一代太阳能发电的换热器构件。当然， 本发明的 奥氏体系不锈钢也适于一般的发电锅炉、 化学工业、 核能用等的耐热耐压构件所使用的管、 板、 棒及锻造品等特别要求耐热性的用途。 并且， 本发明的奥氏体系不锈钢也能够应用于普
通的火力发电锅炉、 化学工业用的换热器材料、 核能用的换热器材料。