專利名稱：奧氏體系不銹鋼的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及一種奧氏體系不銹鋼，詳細(xì)而言涉及一種含有C固定化元素的奧氏體系不銹鋼，更詳細(xì)而言涉及一種用在發(fā)電鍋爐、煉油、石油化學(xué)工業(yè)用設(shè)備的加熱爐爐管等中的含有C固定化元素的奧氏體系不銹鋼。更詳細(xì)而言，涉及一種含有C固定化元素、且在焊接部具有優(yōu)異的耐液化裂紋性和耐脆化裂紋性并且具有較高的耐腐蝕性、尤其對連多硫酸應(yīng)力腐蝕裂紋性具有較高抵抗力的奧氏體系不銹鋼。
背景技術(shù)：
近年來，迫于對能源的需求，所以一直都在新設(shè)發(fā)電鍋爐、煉油、石油化學(xué)工業(yè)用設(shè)備，用在這些設(shè)備中的加熱爐爐管等中的奧氏體系不銹鋼自不必說需要具有優(yōu)異的耐腐蝕性，而且還要求具有優(yōu)異的高溫強度。在上述那樣的技術(shù)背景的基礎(chǔ)之上，例如在非專利文獻(xiàn)1中提出了如下耐腐蝕性較高的奧氏體系不銹鋼，該奧氏體系不銹鋼減少了 C含量，并含有特定量的N，且含有特定量的Nb作為C固定化元素，從而具有優(yōu)異的耐應(yīng)力腐蝕裂紋性和高溫強度，即使在焊接后未進(jìn)行后補加熱處理并經(jīng)歷了長時間的時效后，也不會敏化。另外，在非專利文獻(xiàn)2中提出了如下報告，S卩、關(guān)于含有C固定化元素的奧氏體系不銹鋼在焊接后在焊接熱影響部(以下稱作“HAZ”)產(chǎn)生的裂紋，因為進(jìn)行焊接熱循環(huán)而使碳化物固溶、以及在后一循環(huán)中再次將該不銹鋼加熱到M23C6的析出溫度，由此形成敏化區(qū)域，產(chǎn)生被稱作“刀狀腐蝕(knife line attack) ”的晶界腐蝕裂紋。另外，在非專利文獻(xiàn)3以及非專利文獻(xiàn)4中提出了如下報告，S卩、使用含有高濃度的Nb和C的奧氏體系不銹鋼詳細(xì)調(diào)查后發(fā)現(xiàn)，由于在晶界中析出的NbC、LaVes相這樣的低熔點化合物熔融從而產(chǎn)生HAZ上的液化裂紋，因而為了防止在HAZ上出現(xiàn)液化裂紋，可以抑制上述低熔點化合物在晶界中析出。另一方面，非專利文獻(xiàn)5指出長時間的加熱使18% Cr-8% Ni系的奧氏體系不銹耐熱鋼的焊接部的HAZ上產(chǎn)生晶界裂紋。另外，在專利文獻(xiàn)1中公開了一種充分利用C固定化元素而形成的不銹鋼，具體而言是一種由特定的化學(xué)成分構(gòu)成、Nb/C > 4且N/C > 5的“具有較強的耐晶界腐蝕性和耐晶界應(yīng)力腐蝕裂紋的不銹鋼”。另外，在下述的說明中，將“應(yīng)力腐蝕裂紋”稱作“SCC”。另外，在專利文獻(xiàn)2中公開了一種“高溫用含N奧氏體系不銹鋼”，具體而言，是一種因被高Cr化而在高溫高壓的狀態(tài)下具有耐硫化性、利用高Cr化、高M(jìn)化、低C化的復(fù)合效果提高了耐氯化物SCC性、并且利用低C化且依據(jù)需要含有Nb而提高了耐連多硫酸SCC 性的“能在C1-、S共存的350°C以上的高溫環(huán)境中使用的具有優(yōu)異的耐硫化性、耐SCC性的高溫用含N奧氏體系不銹鋼”。專利文獻(xiàn)1 日本特開昭50-67215號公報專利文獻(xiàn)2 日本特開昭60-2M764號公報非專利文獻(xiàn)1 工藤赳夫等住友金屬、38 (1986)、p. 190
非專利文獻(xiàn)2 西本和俊等7〒Y > ^鋼 溶接(2000)、p. 114 [產(chǎn)報出版]非專利文獻(xiàn)3:中尾嘉邦等溶接學(xué)會誌、第51卷(198 第1號、p. 64非專利文獻(xiàn)4 中尾嘉邦等溶接學(xué)會誌、第51卷(198 第12號、p. 989非專利文獻(xiàn) 5 :R. N. Younger 等 Journal of The Iron andSteel Institute、 October(1960)、p.188

發(fā)明內(nèi)容
發(fā)明要解決的問題由于上述非專利文獻(xiàn)1所公開的技術(shù)不但將C量抑制到較低而且降低了用于穩(wěn)定 C所需要的Nb的含量，因此能夠有效降低焊接金屬的凝固裂紋敏感性。但是，完全沒有考慮到在HAZ上產(chǎn)生液化裂紋以及在長時間使用時產(chǎn)生脆化裂紋。因此，雖然非專利文獻(xiàn)1所述的含有C固定化元素的奧氏體系不銹鋼自不必說確實具有優(yōu)異的耐腐蝕性、而且還具有優(yōu)異的高溫強度，但通過大的線能量利用TIG(鎢極惰性氣體保護)焊接方法組裝該奧氏體系不銹鋼后不久、以及在高溫環(huán)境中長時間使用了該奧氏體系不銹鋼的情況下，都無法避免在HAZ上產(chǎn)生上述2種不同的裂紋。非專利文獻(xiàn)2所報告的晶界腐蝕裂紋與在暴露于腐蝕環(huán)境中之前的焊接施工階段產(chǎn)生的HAZ晶界的液化裂紋完全不同。非專利文獻(xiàn)3以及非專利文獻(xiàn)4所提出的技術(shù)中的HAZ上的裂紋敏感性的降低效果在C含量大于0. 1 %的高C區(qū)域、且Nb含量也大于1 %的高Nb區(qū)域是有效的。但是，在為了提高耐腐蝕性而將C含量較低地抑制為小于0. 05%、且將Nb含量降低到0. 5%以下的區(qū)域中，使用上述技術(shù)仍然不能避免在HAZ上產(chǎn)生液化裂紋。而且，在將非專利文獻(xiàn)3以及非專利文獻(xiàn)4所公開的奧氏體系不銹鋼用于耐腐蝕用途中時，由于C含量較高，因此也不能避免在HAZ上產(chǎn)生敏化腐蝕。在上述非專利文獻(xiàn)5中，作為使HAZ產(chǎn)生裂紋的要因，提出了 M23C6、NbC這樣的碳化物，但并未明確說明其機理。而且，非專利文獻(xiàn)5所公開的技術(shù)只能用于防止在長時間加熱后的HAZ上產(chǎn)生脆化裂紋，未必一定能夠應(yīng)用于防止在剛焊接后的HAZ上產(chǎn)生液化裂紋。專利文獻(xiàn)1所提出的鋼通過實現(xiàn)低C化和高N化而提高了對連多硫酸SCC的抵抗力，但只實施上述對策并不能達(dá)到在嚴(yán)酷條件下也能抑制連多硫酸SCC的效果。另外，只是通過實現(xiàn)低C化以及高N化并不能一并提高焊接部的耐液化裂紋性和耐脆化裂紋性。專利文獻(xiàn)2所提出的鋼同樣也是只提高了耐硫化性和耐SCC性而不能一并提高焊接部的耐液化裂紋性和耐脆化裂紋性。另外，在更加嚴(yán)酷的條件下，該鋼不能抑制SCC尤其不能抑制連多硫酸see。如上所述，從以前就知道，在充分利用了 C固定化元素的高耐腐蝕奧氏體系不銹鋼上會出現(xiàn)在HAZ上產(chǎn)生液化裂紋以及在長時間的使用過程中在HAZ上產(chǎn)生裂紋的現(xiàn)象， 但是關(guān)于在HAZ上產(chǎn)生液化裂紋的這一現(xiàn)象，還未確定在C含量較低且C固定化元素的含量也較低的區(qū)域中的液化裂紋的產(chǎn)生機制以及用于抑制其產(chǎn)生的對策。另外，關(guān)于在長時間的使用過程中在HAZ上產(chǎn)生裂紋的這一現(xiàn)象，也沒有完全弄清楚該裂紋的產(chǎn)生機制，并且還未確立用于抑制其產(chǎn)生的對策、特別是從材料方面考慮得到的對策。本發(fā)明是鑒于上述現(xiàn)狀而做成的，目的在于提供一種奧氏體系不銹鋼，其含有C固定化元素，能夠抑制焊接時在HAZ上產(chǎn)生的液化裂紋，并且還具有優(yōu)異的在高溫且長時間使用的情況下的HAZ上的耐脆化裂紋性，而且具有較高的耐腐蝕性尤其是對于連多硫酸SCC具有較高抵抗力。用于解決問題的方案本發(fā)明人等為提供如下這種含C固定化元素的奧氏體系不銹鋼而對液化裂紋、脆化裂紋以及連多硫酸SCC的產(chǎn)生機制進(jìn)行了仔細(xì)調(diào)查、研究，該含C固定化元素的奧氏體系不銹鋼能夠抑制在焊接后的HAZ上產(chǎn)生液化裂紋(以下也將“焊接后的HAZ上的液化裂紋” 簡稱為“液化裂紋”)，并且還能抑制在高溫環(huán)境中長時間使用時的HAZ上產(chǎn)生脆化裂紋(以下也將“在高溫環(huán)境中長時間使用時的HAZ上的脆化裂紋”簡稱為“脆化裂紋”)，且具有較高的耐腐蝕性尤其是對于連多硫酸SCC具有較高抵抗力。結(jié)果，首先發(fā)現(xiàn)了與液化裂紋的產(chǎn)生相關(guān)的下述事項(a)以及(b)。(a)在C含量為小于0. 05%、特別是小于0. 04%的較低量而且C固定化元素的含量也較低的奧氏體系不銹鋼中，由于上述C固定化元素與C結(jié)合而成的碳化物的析出溫度很低，因此在晶界中析出Cr碳氮化物。并且，在晶粒內(nèi)析出C固定化元素的碳化物。(b)由上述(a)得知，液化裂紋的產(chǎn)生機制與上述非專利文獻(xiàn)3以及非專利文獻(xiàn)4 中提到的機制、即在晶界中析出的NbC、Laves相這樣的低熔點化合物的熔融這一產(chǎn)生機制根本不同。因此，進(jìn)一步進(jìn)行了調(diào)查、研究，結(jié)果得到下述見解(C) (h)。(c)利用焊接熱循環(huán)將具有通過在晶界中析出Cr碳氮化物、且在晶粒內(nèi)析出C固定化元素的碳化物而形成的組織的、上述的C含量為小于0.05%、特別是小于0.04%的較低量而且C固定化元素的含量也較低的奧氏體系不銹鋼加熱到高溫，從而使在晶粒內(nèi)優(yōu)先析出的NbC等C固定化元素的碳化物固溶。因此，由析出物產(chǎn)生的晶粒成長的釘扎效應(yīng)消失，從而在被加熱到接近熔點溫度的HAZ上的晶粒變得極其粗大，因此晶界的表面積顯著減少。(d)固溶于晶粒內(nèi)的C固定化元素以及C被高溫加熱而在晶粒內(nèi)擴散，向晶界偏析。而且，在被加熱到接近熔點的部位上，由于因晶粒變得粗大而使晶界表面積顯著減少， 因此能夠設(shè)想到在晶界中相比其他位置、該部位的偏析程度變大。(e)因此，在被加熱到接近熔點的HAZ上，晶粒變得極其粗大而導(dǎo)致晶界表面積減少，由此相比被低溫加熱的其他部位，在該HAZ上的C固定化元素、C在晶界中變濃，從而使晶界的熔點本身下降。(f)母材所含有的P、S這樣的向晶界的偏析傾向較顯著的元素也同樣在HAZ晶界偏析，因此粗粒的HAZ上的晶界熔點顯著下降。(g)由于第2個循環(huán)(pass)之后的焊接熱循環(huán)的加熱，而使上述低熔點的結(jié)晶晶界熔融，因此晶界液化而產(chǎn)生裂紋。(h)為了抑制上述液化裂紋，認(rèn)為有效方法是通過增加C固定化元素的含量而使碳化物穩(wěn)定直到被加熱到高溫。另一方面，在含有過量的C固定化元素的情況下，擔(dān)心由于增大了 Cr敏化區(qū)域而使耐腐蝕性變差。因此，為了在維持較高的耐腐蝕性的同時抑制在 HAZ上產(chǎn)生液化裂紋，有效方法是減少鋼中的P、S這樣的雜質(zhì)元素的量，并相應(yīng)地將C固定化元素的含量調(diào)到最佳。
另外，關(guān)于上述脆化裂紋，清楚了下述事項⑴ (k)。(i)脆化裂紋產(chǎn)生在因為進(jìn)行焊接而被暴露在高溫環(huán)境中的所謂“粗粒HAZ”的結(jié)
晶晶界中。(j)產(chǎn)生脆化裂紋的斷面缺乏延展性，P、S、Sn等使晶界變脆的元素在斷面上較濃。(k)在裂紋部附近的顯微組織上看到在晶粒內(nèi)析出的大量碳化物、氮化物。根據(jù)上述明確的事項(i) (k)，本發(fā)明人等就脆化裂紋的產(chǎn)生機制總結(jié)出下述 ⑴ (η)。(1)在焊接熱循環(huán)的過程中、和之后的高溫環(huán)境中的使用過程中作為晶界脆化元素的P、S、Sn等元素在晶界偏析。并且，這些元素尤其在晶界表面積較小的粗粒HAZ上顯著偏析，因此該晶界變得極脆。(m)當(dāng)在高溫環(huán)境中使用的過程中作用外部應(yīng)力時，在晶粒內(nèi)大量析出以NbC、 TiC這樣的碳化物固定化元素的碳化物為首的碳氮化物、氮化物，因此妨礙晶粒內(nèi)的變形， 所以應(yīng)力集中向脆化了的晶界面，容易使晶界開口而產(chǎn)生裂紋。尤其在粗粒HAZ那樣的晶粒粒徑很大的位置上，會助長應(yīng)力集中向晶粒面，從而極其容易產(chǎn)生裂紋。(η)作為表示與上述脆化裂紋類似的裂紋形態(tài)，例如有伊藤等在焊接學(xué)會志的第 41卷(197 第1號、p. 59上闡述的低合金鋼的SR裂紋。但是，該低合金鋼的SR裂紋是在焊接后進(jìn)行短時間的SR熱處理時產(chǎn)生的裂紋，其產(chǎn)生時期與上述的在高溫環(huán)境中長時間使用了的HAZ上產(chǎn)生的脆化裂紋的產(chǎn)生時期完全不同。而且，其母材組織是鐵素體相，其產(chǎn)生機制與作為本發(fā)明對象的奧氏體相上的裂紋的產(chǎn)生機制也完全不同。因此，當(dāng)然無法直接將防止上述低合金鋼的SR裂紋產(chǎn)生的對策直接充分利用為防止在高溫環(huán)境中長時間使用時的HAZ上產(chǎn)生脆化裂紋的對策。因而，為了抑制該種脆化裂紋，有效方法是采取下述對策(1)和⑵。(1)通過減少C固定化元素而抑制在晶粒內(nèi)析出碳化物，(2)減少鋼中的P、S、Sn等晶界脆化元素的含量。如上所述，作為防止在焊接后產(chǎn)生液化裂紋以及防止在高溫環(huán)境中長時間使用時在HAZ上產(chǎn)生脆化裂紋這兩者的對策，明確了有效方法是減少P、S、Sn等在晶界中偏析而使晶界變脆的元素的含量。但是，C固定化元素的含量對于液化裂紋和脆化裂紋具有相反的作用。另外，關(guān)于連多硫酸SCC，得到下述見解(ο)。(ο)在P、S、Sn、Sb, Pb等容易在晶界中偏析的雜質(zhì)元素的含量很多的情況下，HAZ 的耐連多硫酸SCC性特別差。另外，耐連多硫酸SCC那樣的晶界SCC —般是因晶界腐蝕和應(yīng)力的疊加作用而產(chǎn)生的腐蝕。因此，雖然并未完全弄清楚上述機理，但因為雜質(zhì)元素在晶界中偏析而使晶界容易被腐蝕，且晶界本身也變脆，因此能夠想到上述疊加作用促進(jìn)在連多硫酸環(huán)境下產(chǎn)生晶界see。因此，通過將晶粒內(nèi)的碳化物的析出量調(diào)到最佳并且減少晶界偏析，從而能夠同時抑制上述液化裂紋和脆化裂紋，并且還能確保強度以及改善在連多硫酸環(huán)境下的耐SCC 性，在這一設(shè)想的基礎(chǔ)之上，本發(fā)明人等詳細(xì)研究了作為C固定化元素的Nb、Ti、Ta、Zr、Hf 以及V的最佳含量、和在晶粒中偏析而使晶界變脆的元素即S、P、Sn、Sb, Pb, Zn以及As的最佳含量。結(jié)果得到下述重要見解(P) (S)。(ρ)為了防止產(chǎn)生上述液化裂紋和脆化裂紋這兩者且同時改善耐連多硫酸SCC 性，需要將在晶粒中偏析而使晶界變脆的元素即P、S、Sn、Sb、Pb、Zn以及As的含量限制在特定范圍內(nèi)。(q)上述元素中S的不良影響最大，P和Sn次之。因而，為了防止產(chǎn)生上述2種裂紋且同時改善耐連多硫酸SCC性，在限制上述各元素的含量的基礎(chǔ)上，必須考慮各元素的影響大小，將式子中的元素符號作為該元素以質(zhì)量％計的含量，而將下述式(1)表示的參數(shù)Fl的值控制在0. 075以下。Fl = S+{(P+Sn)/2}+{(As+Zn+Pb+Sb)/5}··· (1)(r)特別是，通過依據(jù)上述P、S、Sn、Sb、Pb、Zn以及As這些在晶界中偏析而使晶界變脆的元素的含量將作為C固定化元素的Nb、Ti、Ta、Zr、Hf以及V的含量調(diào)整為特定范圍，能夠確保強度以及提高在連多硫酸環(huán)境下的耐SCC性，而且能夠防止產(chǎn)生上述液化裂紋和脆化裂紋這兩者。(s)特別是，在上述C固定化元素中，Ti的影響最大，Ta、Nb、Zr以及Hf的影響次之。因而，為了確保強度以及提高在連多硫酸環(huán)境下的耐SCC性、并且防止產(chǎn)生上述2種裂紋，在限制上述各元素的含量的基礎(chǔ)上，必須考慮各元素的影響大小，將式子中的元素符號作為該元素以質(zhì)量％計的含量，而將下述式( 表示的參數(shù)F2的值控制在0. 05以上、并且將其上限設(shè)為[1.7-9XF1]。F2 = Nb+Ta+Zr+Hf+2Ti+(V/10). . . (2)本發(fā)明是基于上述見解而做成的，其目的在于提供下述(1) (3)所示的奧氏體系不銹鋼。(1) 一種奧氏體系不銹鋼，其特征在于，以質(zhì)量％計含有C 小于0. 04%,Si 1. 5% 以下、Mn 以下、Cr :15 25%、Ni :6 30%、N :0. 02 0. 35%,sol. Al :0. 03% 以下，且含有Nb 0. 5%以下、Ti 0. 4%以下、V 0. 4%以下、Ta :0. 2%以下、Hf :0. 2%以下以及rLx 0.2%以下中的1種或2種以上，剩余部分由!^e和雜質(zhì)構(gòu)成，雜質(zhì)中的P、S、Sn、As、ZnJb 以及 Sb 分別為 P 0. 04% 以下、S 0. 03% 以下、Sn :0. 以下、As :0. 01% 以下、Si :0. 01% 以下、1 :0. 01%以下以及Sb :0. 01%以下，且下述式(1)和式(2)所表示的Fl和F2的值分別滿足 Fl ^ 0. 075 以及 0. 05 ^ F2 ^ 1. 7-9 X Fl。Fl = S+{(P+Sn)/2}+{(As+Zn+Pb+Sb)/5}··· (1)F2 = Nb+Ta+Zr+Hf+2Ti+(V/10). . . (2)這里，式⑴以及式⑵中的元素符號表示該元素以質(zhì)量％計的含量。(2) 一種奧氏體系不銹鋼，其特征在于，以質(zhì)量％計含有C 小于0. 05%,Si :1. 5% 以下、Mn 以下、Cr 15 25%、Ni 6 13%、N :0. 02 0. 1%,sol. Al :0. 03% 以下，且含有Nb 0. 5%以下、Ti 0. 4%以下、V :0. 4%以下、Ta :0. 2%以下、Hf :0. 2%以下以及& 0. 2%以下中的1種或2種以上，剩余部分由!^e和雜質(zhì)構(gòu)成，雜質(zhì)中的P、S、Sn、As、Zn、Pb 以及 Sb 分別為 P 0. 04% 以下、S 0. 03% 以下、Sn :0. 以下、As :0. 01% 以下、Si :0. 01% 以下、1 :0. 01%以下以及Sb :0. 01%以下，且下述式(1)和式(2)所表示的Fl和F2的值分別滿足 Fl ^ 0. 075 以及 0. 05 ^ F2 ^ 1. 7-9 X Fl。Fl = S+{(P+Sn)/2}+{(As+Zn+Pb+Sb)/5}··· (1)
F2 = Nb+Ta+Zr+Hf+2Ti+(V/10). . . (2)這里，式(1)以及式O)中的元素符號表示該元素以質(zhì)量％計的含量。(3)根據(jù)上述(1)或(2)所述的奧氏體系不銹鋼，其特征在于，代替狗的一部分， 以質(zhì)量％計含有屬于下述第1組 第3組中任意一組的1種以上的元素。第1組Cu 以下、Mo 以下、W 以下以及Co 以下第2 組B :0· 012% 以下第3組Ca :0. 02%以下、Mg:0. 02%以下以及稀土元素0. 以下另外，稀土元素(以下稱作“REM”)是&、Y和鑭系元素共17種元素的總稱，REM 的含量是指REM中1種或2種以上的元素的總含量。以下，分別將上述⑴ (3)所示的奧氏體系不銹鋼的發(fā)明稱作“本發(fā)明⑴ 本發(fā)明(3)”。另外，有時總稱為“本發(fā)明”。發(fā)明的效果本發(fā)明的奧氏體系不銹鋼在焊接部具有優(yōu)異的耐液化裂紋性和耐脆化裂紋性，而且具有良好的耐連多硫酸SCC性和高溫強度，因此能夠用作在發(fā)電鍋爐、煉油、石油化學(xué)工業(yè)用設(shè)備等在含有硫化物的環(huán)境中在高溫下長時間使用的設(shè)備的原材料。
具體實施例方式下面，詳細(xì)說明本發(fā)明的奧氏體系不銹鋼中的成分元素的限定理由。另外，在下述說明中，各元素含量的“ ％，，是指“質(zhì)量％ ”。C 小于 0. 05%從確保耐腐蝕性尤其是耐連多硫酸SCC性的這一觀點出發(fā)，為了抑制因析出了 C 與Cr結(jié)合而成的Cr碳化物而導(dǎo)致的敏化，最好極力減少C的含量。另一方面，C具有穩(wěn)定奧氏體相的效果，并且是形成微細(xì)的晶粒內(nèi)碳化物而有助于提高高溫強度的元素。因此，從確保高溫強度的觀點出發(fā)，根據(jù)析出晶粒內(nèi)碳化物而能夠提高強度這一點，反而優(yōu)選含有與碳化物形成元素的量相當(dāng)?shù)牧康腃。但是，在C的含量過多、特別是在0. 05%以上時，會使焊接凝固裂紋敏感性增大并且導(dǎo)致耐腐蝕性顯著變差。因而，使C含量小于0. 05% (本發(fā)明 O))。另外，更優(yōu)選C含量小于0.04%。因此，將本發(fā)明(1)中的C含量設(shè)為小于0.04%。 更優(yōu)選C含量小于0. 03%，且更優(yōu)選在0. 02%以下。Si 以下Si在熔煉奧氏體系不銹鋼時具有脫氧作用，并且是能有效提高耐氧化性以及耐水蒸氣氧化性等的元素。但是，在Si的含量過多、特別是大于1. 5%時，會使焊接裂紋敏感性增大，并且由于Si是能穩(wěn)定奧氏體相的元素，因此會降低奧氏體相的穩(wěn)定性。因而，將Si的含量設(shè)在1.5%以下。另外，優(yōu)選Si的含量在以下，更優(yōu)選在0.75%以下。另一方面， 為了可靠地獲得Si的上述效果，最好將Si的含量下限設(shè)為0. 02%，更優(yōu)選設(shè)為0. 1%。Mn 以下Mn是能穩(wěn)定奧氏體相的元素，并且除了能夠抑制由S產(chǎn)生的熱加工脆性，還能在熔煉時有效脫氧。但是，在Mn的含量大于2%時，助長σ相等的金屬互化物相析出，從而在高溫環(huán)境下使用的情況下，因高溫環(huán)境下的組織穩(wěn)定性變差而導(dǎo)致韌性、延展性下降。因而，將Mn的含量設(shè)在2%以下。另外，Mn的含量最好在1.5%以下。優(yōu)選將Mn的含量下限設(shè)為0.02%，更優(yōu)選設(shè)為0.1%。Cr 15 25%Cr是用于確保高溫下的耐氧化性和耐腐蝕性的必須元素，為了獲得該效果，必須含有15%以上的Cr。但是，在Cr的含量過多、特別是大于25%時，會使高溫下的奧氏體相的穩(wěn)定性下降，導(dǎo)致蠕變(ere印)強度下降。因而，將Cr的含量設(shè)為15 25%。另外，優(yōu)選Cr含量的下限是17%，并且優(yōu)選上限是20%。Ni 6 30%Ni是用于確保穩(wěn)定的奧氏體組織的必須元素，是通過確保長時間使用時的組織穩(wěn)定性、獲得期望的蠕變強度的必須元素。但是，為了充分獲得該效果，必須保證M的含量與上述Cr的含量的平衡，相對于本發(fā)明中Cr的含量下限值，必須含有6%以上的Ni。另一方面，若添加大于30%的大量的作為昂貴元素的附，則會導(dǎo)致成本增加。因而，將M的含量設(shè)為6 30% (本發(fā)明(1))。另外，優(yōu)選將Ni含量的上限設(shè)為20%，更優(yōu)選設(shè)為13%。因而，將本發(fā)明⑵中的Ni的含量設(shè)為6 13%。更優(yōu)選Ni含量的上限是12%。另外，優(yōu)選Ni的含量下限是7%，更優(yōu)選是9%。N 0. 02 0. 35%N是能穩(wěn)定奧氏體相的元素，是固溶在矩陣中并且作為微細(xì)的碳氮化物析出到晶粒內(nèi)從而能有效提高蠕變強度的元素。為了充分獲得該效果，需要將N含量設(shè)在0. 02%以上。但是，在含有大于0. 35%的過量的N的情況下，由于在晶界中形成Cr氮化物，因此由于敏化而使HAZ上的耐連多硫酸SCC性變差。因而，將N的含量設(shè)為0.02 0.35%。另外， 優(yōu)選N的含量下限是0. 04%，更優(yōu)選是0. 06 %。另外，優(yōu)選N含量的上限是0.3%，更優(yōu)選是 0. 1%。sol. Al :0. 03% 以下Al具有脫氧作用，但若添加大量Al會顯著影響清凈度(index ofcleanliness)， 使可加工性、延展性下降，特別是在Al的含量以sol.Al( “酸溶Al”)計大于0.03%時，可加工性、延展性顯著下降。因而，將sol. Al的含量設(shè)在0.03%以下。sol. Al的含量下限沒有特別限定，但優(yōu)選在0.0005%以上。Nb 0. 5% 以下、Ti 0. 4% 以下、V :0. 4% 以下、Ta :0. 2% 以下、Hf :0. 2% 以下以及 Zr 0. 2%以下中的1種或2種以上作為C固定化元素的Nb、Ti、V、Ta、Hf以及rLx是構(gòu)成本發(fā)明基礎(chǔ)的重要元素組。 即、通過使由上述元素與C結(jié)合而成的碳化物在晶粒內(nèi)析出，能夠抑制在晶界中析出Cr碳化物，從而能夠抑制敏化，確保較高的耐腐蝕性。另外，在晶粒內(nèi)微細(xì)地析出的上述碳化物有利于提高蠕變強度。但是，在上述元素的含量過多時，會使焊接熱循環(huán)中的碳化物的固溶溫度上升。因此，能夠減少出現(xiàn)因碳化物固溶而使上述元素在粗粒HAZ的晶界中偏析的情況，從而能夠抑制因焊接下一層時的熱循環(huán)作用而在晶界上出現(xiàn)的熔融裂紋。但另一方面， 碳化物在晶粒內(nèi)過量析出會妨礙晶粒內(nèi)的變形，因此導(dǎo)致應(yīng)力更集中向因析出后述的雜質(zhì)元素而變脆的晶界面，所以助長了在高溫環(huán)境中長時間使用時的粗粒HAZ上產(chǎn)生的脆化裂紋。另外，也會向“刀狀腐蝕”那樣地擴大Cr敏化區(qū)域而導(dǎo)致耐腐蝕性顯著變差。特別是在Nb大于0. 5%、11和￥都大于0.4%、且1^、肚和Zr都大于0. 2時，上述不利影響更加明顯。因而，為了確保較高的耐腐蝕性并且抑制在焊接后產(chǎn)生液化裂紋以及抑制在長時間使用時產(chǎn)生脆化裂紋，將Nb、Ti、V、Ta、Hf以及&的含量分別設(shè)為Nb :0. 5%以下、Ti 0. 4% 以下、V :0. 4%以下、Ta 0. 2%以下、Hf :0. 2%以下以及& :0. 2%以下。優(yōu)選上述各元素的含量上限為Nb :0.4%, Ti 0. 3%, V :0. 2%, Ta :0. 15%, Hf 0. 15%,Zr 0. 1%。另外，可以只含有上述Nb、Ti、V、Ta、Hf以及Ir中的任意1種、或復(fù)合含有2種以上。但是，見后述，為了確保具有優(yōu)異的耐連多硫酸SCC性，需要將在上述說明中講到的參數(shù)F2的值設(shè)在0. 05以上，另外，為了降低在剛焊接后以及長時間使用時的HAZ上的裂紋敏感性，需要將參數(shù)F2的值的上限設(shè)為[1.7-9XF1]。在本發(fā)明中，需要將雜質(zhì)中的P、S、Sn、As、Zn、Pb和Sb的含量分別控制在特定值以下。S卩、在焊接熱循環(huán)的過程中、或在之后的高溫環(huán)境中的使用過程中，上述元素都會在粗粒HAZ的晶界中偏析，使晶界熔點降低并使晶界的結(jié)合力降低，從而因焊接下一層時的熱循環(huán)作用而在粗粒HAZ上發(fā)生晶界熔融由此導(dǎo)致出現(xiàn)液化裂紋、以及在高溫環(huán)境中使用時產(chǎn)生脆化裂紋。而且，由于促進(jìn)了晶界腐蝕且降低了晶界強度，因此使耐連多硫酸SCC 性下降。因而，首先需要將上述元素的含量分別限制為P 0. 04%以下、S 0. 03%以下、Sn 0. 以下、As 0. 01% 以下、Si 0. 01% 以下、Pb :0. 01% 以下以及 Sb :0. 01% 以下。另外，對于在焊接后在粗粒HAZ上產(chǎn)生的液化裂紋、長時間使用時產(chǎn)生的脆化裂紋以及耐連多硫酸SCC性，上述元素中的S的影響最大，P和Sn次之。并且，為了防止產(chǎn)生上述液化裂紋和脆化裂紋同時也改善耐連多硫酸SCC性，需要將在上述說明中講到的參數(shù) Fl的值設(shè)在0. 075以下，而且需要使該參數(shù)Fl與參數(shù)F2的關(guān)系滿足[F2 ^ 1.7-9XF1]。 接下來，說明上述那樣設(shè)定的理由。參數(shù)Fl的倌0. 075以下在上述式⑴即[S+ {(P+Sn) /2} + {(As+Zn+Pb+Sb) /5}]所表示的Fl的值大于 0. 075的情況下，無法抑制晶界結(jié)合力的下降，因此不能避免在焊接后在粗粒HAZ上產(chǎn)生液化裂紋以及在長時間使用時產(chǎn)生脆化裂紋，而且不能避免耐連多硫酸SCC性變差。因此，需要將參數(shù)Fl的值設(shè)在0.075以下。另外，參數(shù)Fl的值越小越優(yōu)選。參數(shù)F2的值0.05以上且在[1.7-9 X Fl]以下在上述式(2)即[Nb+Ta+&+Hf+2Ti+(V/10)]所表示的F2的值在0. 05以上的情況下，能夠確保優(yōu)異的耐連多硫酸SCC性，并且在該F2的值與上述參數(shù)F 1的值的關(guān)系滿足F2為[1.7-9XF1]以下的情況下，能夠防止在焊接后在粗粒HAZ上產(chǎn)生液化裂紋以及能夠防止在長時間使用時產(chǎn)生脆化裂紋。根據(jù)上述理由，規(guī)定本發(fā)明(1)和O)的奧氏體系不銹鋼含有上述范圍的C 801^1的元素，并且含有上述范圍的恥、11、￥、1^、!^以及&中的1種或2種以上，且剩余部分由狗和雜質(zhì)構(gòu)成，雜質(zhì)中的p、s、sn、AS、zn、in3和Sb的含量分別在上述范圍內(nèi)，且上述式 (1)和式⑵所表示的Fl和F2的值分別滿足Fl < 0. 075以及0. 05 ^ F2 ^ 1.7-9XF1。另外，依據(jù)需要，本發(fā)明(1)或本發(fā)明(2)的奧氏體系不銹鋼還能夠選擇性地含有下述各組元素中的1種以上來代替該狗的一部分。第1組Cu 以下、Mo 以下、W 以下以及Co 以下第2 組B :0. 012% 以下
第3 組Ca :0. 02% 以下、Mg :0. 02% 以下以及 REM :0. 以下即、也可以作為任意元素添加、含有上述第1組 第3中的任意1組元素的1種以上。下面，說明上述任意元素。第1組Cu 以下、Mo 以下、W 以下以及Co 以下作為第1組元素的Cu、Mo、W以及Co具有提高高溫強度的作用，因此也可以添加、 含有上述元素以獲得該效果。下面，詳細(xì)說明第1組元素。Cu 以下Cu是能在高溫環(huán)境中微細(xì)地析出從而有效提高高溫強度的元素。Cu還具有能穩(wěn)定奧氏體相的作用。但是，在Cu的含量變多時，會過多地析出Cu相而使粗粒HAZ上的脆化裂紋敏感性變高，特別在Cu的含量大于4%時，上述粗粒HAZ上的脆化裂紋敏感性顯著變高。因而，將需要添加C u的情況下的Cu的含量設(shè)為4%以下。另外，優(yōu)選Cu的含量為 3%以下，更優(yōu)選為2%以下。另一方面，為了可靠地獲得Cu的上述效果，最好將Cu的含量下限設(shè)為0.02%，更優(yōu)選為0.05%。Mo 以下Mo是在矩陣中固溶而提高高溫強度、尤其能幫助提高高溫環(huán)境下的蠕變強度的元素。Mo還具有抑制Cr碳化物在晶界中析出的作用。但是，在Mo的含量變多時，奧氏體相的穩(wěn)定性下降，因此反而使蠕變強度降低，而且粗粒HAZ上的脆化裂紋敏感性變高，特別在Mo 的含量大于5%時，蠕變強度顯著下降并且粗粒HAZ上的脆化裂紋敏感性顯著增高。因而， 將需要添加Mo的情況下的Mo的含量設(shè)為5%以下。另外，優(yōu)選Mo的含量為1.5%以下。另一方面，為了可靠地獲得Mo的上述效果，最好將Mo的含量下限設(shè)為0.05%。ff 以下W也是在矩陣中固溶而提高高溫強度、尤其能幫助提高高溫環(huán)境下的蠕變強度的元素。但是，在W的含量變多時，奧氏體相的穩(wěn)定性下降，因此反而使蠕變強度降低，而且粗粒HAZ上的脆化裂紋敏感性變高，特別在W的含量大于5%時，蠕變強度顯著下降并且粗粒 HAZ上的脆化裂紋敏感性顯著增高。因而，將需要添加W的情況下的W的含量設(shè)為5%以下。另外，優(yōu)選W的含量為3%以下，更優(yōu)選為1.5%以下。另一方面，為了可靠地獲得W的上述效果，優(yōu)選將W的含量下限設(shè)為0. 05%。Co 以下與Ni相同，Co也能提高奧氏體相的穩(wěn)定性而提高高溫強度。但是，由于Co是極其昂貴的元素，所以在Co的含量變多時，會導(dǎo)致成本上升，特別在Co的含量大于時，成本明顯上升。因而，將需要添加Co的情況下的Co的含量設(shè)為以下。另外，優(yōu)選Co的含量為0.8%以下，更優(yōu)選為0.5%以下。另一方面，為了可靠地獲得Co的上述效果，優(yōu)選將 Co的含量下限設(shè)為0.03%。另外，能夠只含有上述Cu、Mo、W和Co中的任意1種、或復(fù)合含有2種以上。第2 組B :0. 012% 以下作為第2組元素的B具有晶界強化作用，因此可以添加、含有B以獲得該效果。下面，詳細(xì)說明作為第2組元素的B。B 0. 012% 以下
B是在晶界中偏析并且微細(xì)地分散晶界碳化物從而幫助強化晶界的元素。但是， 在過量添加B時，會使晶界熔點降低，特別在B的含量大于0. 012%時，晶界熔點顯著降低， 因此在焊接時接近固相線的HAZ的晶界上產(chǎn)生液化裂紋。因而，將需要添加B的情況下的 B的含量設(shè)為0. 012%以下。另外，優(yōu)選B的含量為0. 005%以下，更優(yōu)選為0. 0045%以下。 另一方面，為了可靠地獲得B的上述效果，優(yōu)選將B的含量下限設(shè)為0. 0001%，更優(yōu)選設(shè)為 0. 001%。第3組Ca:0. 02%以下、Mg :0. 02%以下以及REM :0. 以下中的1種或2種以上作為第3組元素的Ca、Mg和REM具有提高熱加工性的作用，因此可以添加、含有 Ca、Mg和REM以獲得該效果。下面，詳細(xì)說明第3組元素。Ca 0. 02% 以下Ca與S的親和力較強，具有提高熱加工性的作用。另外，雖然很微弱，但Ca還具有能減少因S在晶界中偏析而導(dǎo)致產(chǎn)生的粗粒HAZ上的脆化裂紋的效果。但是，若添加過多的Ca，會因Ca與氧結(jié)合而降低清凈性(cleanliness)，換言之導(dǎo)致清凈度增加，特別在Ca 的含量大于0. 02%時，清凈性顯著降低，反而使熱加工性變差。因而，將需要添加Ca的情況下的Ca的含量設(shè)為0.02%以下。另外，優(yōu)選Ca的含量為0.01%以下。另一方面，為了可靠地獲得Ca的上述效果，優(yōu)選將Ca的含量下限設(shè)為0. 0001%,更優(yōu)選設(shè)為0. 0005%。Mr 0. 02% 以下Mg與S的親和力也較強，且也具有提高熱加工性的作用。另外，雖然很微弱，但Mg 還具有能減少因S在晶界中偏析而導(dǎo)致產(chǎn)生的粗粒HAZ上的脆化裂紋的效果。但是，若添加過多的Mg，會因Mg與氧結(jié)合而導(dǎo)致清凈性降低，特別在Mg的含量大于0. 02 %時，清凈性顯著降低，反而使熱加工性變差。因而，將需要添加Mg的情況下的Mg的含量設(shè)為0. 02%以下。另外，優(yōu)選Mg的含量為0.01%以下。另一方面，為了可靠地獲得Mg的上述效果，優(yōu)選將Mg的含量下限設(shè)為0. 0001 %。REM :0. 以下REM與S的親和力較強，具有提高熱加工性的作用。REM還具有能減少因S在晶界中偏析而導(dǎo)致產(chǎn)生的粗粒HAZ上的脆化裂紋的效果。但是，若添加過多的REM，會因REM與氧結(jié)合而導(dǎo)致清凈性降低，特別在REM的含量大于0. 時，清凈性顯著降低，反而使熱加工性變差。因而，將需要添加REM的情況下的REM的含量設(shè)為0. 1 %以下。另外，優(yōu)選REM 的含量為0. 05%以下。另一方面，為了可靠地獲得REM的上述效果，優(yōu)選將REM的含量下限設(shè)為 0. 001%。如上所述，“REM”是&、Y和鑭系元素共17種元素的總稱，REM的含量是指REM中 1種或2種以上的元素的總含量。另外，能夠只含有上述Ca、Mg和REM中的任意1種、或復(fù)合含有2種以上。根據(jù)上述理由，將本發(fā)明(3)的奧氏體系不銹鋼限定為含有屬于下述第1組 第 3組中的任意1組的1種以上的元素來作為本發(fā)明⑴或本發(fā)明(2)的奧氏體系不銹鋼中的!^e的一部分。第1組Cu 以下、Mo 以下、W 以下以及Co 以下第2 組B :0. 012% 以下
第3 組Ca :0. 02% 以下、Mg :0. 02% 以下以及 REM :0. 以下在周密詳細(xì)地分析用于熔解的原料、尤其選擇將雜質(zhì)中的Sn、As、ai、Pb以及Sb的含量分別設(shè)為上述的Sn 0. 1 %以下、As 0.01%以下、Zn 0. 01%以下、Pb 0. 01%以下以及 Sb 0. 01%以下、且使上述式(1)和式(2)所表示的F 1以及F2的值分別滿足Fl彡0. 075以及0. 05 < F2 < 1. 7-9 X Fl的原料之后，能夠使用電爐、AOD爐、VOD爐等熔煉本發(fā)明(1) 本發(fā)明(3)的奧氏體系不銹鋼而制造該不銹鋼。然后，在利用所謂的“造塊法(ingot making method) ”將熔煉得到的熔融金屬鑄造成鑄塊，之后利用熱鍛造或連鑄的方法使該鑄塊形成為扁鋼坯(slab)、大鋼坯(bloom)、 鋼坯(billet)，然后將它們作為原材料，在加工成板材的情況下，例如利用熱軋方法將這些原材料加工成片(Plate)狀、螺旋(coil)狀，另外在將上述原材料加工成管材的情況下， 例如利用熱擠壓制管法、滿乃斯曼制管法(Mannesmann pipemanufacturing process)將上述原材料熱加工成管狀。S卩、可以用任意的加工方式進(jìn)行熱加工，例如在最終產(chǎn)品是鋼管的情況下，能夠使用以玻璃潤滑劑高速擠壓法(Ugine-Se journet法)為代表的熱擠壓制管法、以滿乃斯曼式芯棒軋管法(Mannesmann-Plug Mill rolling process)、滿乃斯曼式芯棒式無縫管軋管法 (Mannesmann-Mandrel Millrolling process)等為代表的輥式軋制制管法(滿乃斯曼式制管法)。另外，在最終產(chǎn)品是鋼板的情況下，能夠列舉通常的厚鋼板、熱軋鋼帶的制造方法。熱加工的加工結(jié)束溫度沒有特別規(guī)定，但優(yōu)選為1000°C以上。這是因為，在加工結(jié)束溫度小于1000°C時，不能使Nb、Ti和V的碳氮化物充分固溶，從而影響蠕變強度、延展性。另外，也可以在熱加工之后進(jìn)行冷加工，作為冷加工，例如在最終產(chǎn)品是鋼管的情況下，能夠列舉對利用上述熱加工制成的管坯實施拉拔加工的冷拔制管法、冷軋制管法。另外，在最終產(chǎn)品是鋼板的情況下，能夠列舉通常的冷軋鋼帶的制造方法。另外，為了均勻組織而使強度更加穩(wěn)定，可以施加加工應(yīng)變而在熱處理時再結(jié)晶、形成均勻的粒狀，因此在進(jìn)行冷加工的情況下，最好以截面減少率在10%以上的條件下進(jìn)行最后加工，施加應(yīng)變。另外，上述熱加工后的最終熱處理的加熱溫度、或熱加工之后進(jìn)一步進(jìn)行了冷加工后的最終熱處理的加熱溫度為1000°c以上較好。上述加熱溫度的上限沒有特別限定，但若該溫度大于1350°c，則不僅容易引發(fā)高溫晶界裂紋、延展性下降，還會使晶粒變得極大， 另外可加工性也會顯著下降。因此，上述加熱溫度的上限最好是1350°C。下面，使用實施例進(jìn)一步詳細(xì)說明本發(fā)明，但本發(fā)明并不限定于這些實施例。實施例將具有表1和表2所示的化學(xué)組成的奧氏體系不銹鋼即鋼Al AlO和鋼Bl B5 放在電爐里熔解，利用熱鍛造、熱軋的方法進(jìn)行成形處理。然后，實施加熱到1100°c后進(jìn)行水冷的熱處理，之后再利用機械加工制作厚20mm、寬50mm、長IOOmrn的鋼板。另外，表1和表2中的鋼Al AlO是化學(xué)組成在本發(fā)明所規(guī)定的范圍內(nèi)的鋼。另一方面，鋼Bl B5是成分元素的含量、參數(shù)Fl的值和F2的值都在本發(fā)明所規(guī)定的條件之外的比較例的鋼。
權(quán)利要求
1.一種奧氏體系不銹鋼，其特征在于，以質(zhì)量％計含有C 小于0. 04%、Si :1. 5%以下、Mn 以下、Cr :15 25%、Ni 6 30%、N 0. 02 0. 35%, sol. Al :0. 03% 以下，且含有 Nb :0. 5% 以下、Ti :0. 4% 以下、V :0. 4%以下、Ta :0. 2%以下、Hf :0. 2%以下以及& :0. 2%以下中的1種或2種以上，剩余部分由狗和雜質(zhì)構(gòu)成，雜質(zhì)中的P、S、Sn、As、Zn、Pb以及Sb分別為P :0. 04%以下、S 0. 03% 以下、Sn 0. 以下、As :0. 01% 以下、Zn :0. 01% 以下、Pb :0. 01% 以下以及 Sb :0. 01 %以下，且下述式⑴和式⑵所表示的Fl和F2的值分別滿足Fl彡0. 075以及 0. 05 彡 F2 彡 1. 7-9 X Fl,Fl = S+{(P+Sn)/2} + {(As+Zn+Pb+Sb)/5}. . . (1)F2 = Nb+Ta+Zr+Hf+2Ti+(V/10). . · (2)這里，式(1)以及式O)中的元素符號表示該元素以質(zhì)量％計的含量。
2.一種奧氏體系不銹鋼，其特征在于，以質(zhì)量％計含有C 小于0. 05%、Si :1. 5%以下、Mn 以下、Cr :15 25%、Ni 6 13%、N :0. 02 0. 1%、sol. Al :0. 03% 以下，且含有 Nb :0. 5% 以下、Ti :0. 4% 以下、 V 0. 4%以下、Ta 0. 2%以下、Hf :0. 2%以下以及rLr :0. 2%以下中的1種或2種以上，剩余部分由狗和雜質(zhì)構(gòu)成，雜質(zhì)中的P、S、Sn、As、Zn、Pb以及Sb分別為P :0. 04%以下、S 0. 03% 以下、Sn 0. 以下、As :0. 01% 以下、Zn :0. 01% 以下、Pb :0. 01% 以下以及 Sb 0.01%以下，且下述式(1)和式(2)所表示的Fl和F2的值分別滿足Fl ^ 0.075以及 0. 05 彡 F2 彡 1. 7-9 X Fl,Fl = S+{(P+Sn)/2}+{(As+Zn+Pb+Sb)/5}... (1)F2 = Nb+Ta+Zr+Hf+2Ti+ (V/10)..· (2)這里，式(1)以及式O)中的元素符號表示該元素以質(zhì)量％計的含量。
3.根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的奧氏體系不銹鋼，其特征在于，代替狗的一部分，以質(zhì)量％計含有屬于下述第1組 第3組中任意一組的1種以上的元素，第1組Cu 以下、Mo 以下、以下以及Co 以下，第2組:B :0. 012%以下，第3組Ca:0. 02%以下、Mg :0. 02%以下以及稀土元素0. 以下。
全文摘要
本發(fā)明提供一種奧氏體系不銹鋼。該奧氏體系不銹鋼含有C＜0.04％、Si≤1.5％、Mn≤2％、Cr15～25％、Ni6～30％、N0.02～0.35％、sol.Al≤0.03％，且含有Nb≤0.5％、Ti≤0.4％、V≤0.4％、Ta≤0.2％、Hf≤0.2％以及Zr≤0.2％中的1種以上，剩余部分由Fe和雜質(zhì)構(gòu)成，雜質(zhì)中P≤0.04％、S≤0.03％、Sn≤0.1％、As≤0.01％、Zn≤0.01％、Pb≤0.01％以及Sb≤0.01％，且滿足F1＝S+{(P+Sn)/2}+{(As+Zn+Pb+Sb)/5}≤0.75、以及0.05≤Nb+Ta+Zr+Hf+2Ti+(V/10)≤1.7-9×F1，該奧氏體系不銹鋼能夠抑制在焊接時的HAZ上產(chǎn)生液化裂紋，在高溫下長時間使用的情況下具有優(yōu)異的HAZ上的耐脆化裂紋性，而且具有良好的耐連多硫酸SCC性和高溫強度。
文檔編號C22C38/60GK102317489SQ20088010988
公開日2012年1月11日 申請日期2008年10月2日 優(yōu)先權(quán)日2007年10月4日
發(fā)明者小川和博, 小薄孝裕, 平田弘征, 西山佳孝 申請人:住友金屬工業(yè)株式會社