(57)【要約】  本発明は、火力発電の過熱器、再熱器に使用される耐高温水蒸気酸化性に優れたボイラ用オーステナイト系ステンレス鋼管に関し、特に、１６〜２０重量％のＣｒ量を含有し、鋼管内面が冷間加工されたオーステナイト系ステンレス鋼管であって、鋼管内表面近傍位置でのＣｒ濃度が１４重量％以上であり、鋼管内表面１００μｍ位置の硬さが母材の平均硬度の１．５倍以上またはＨｖ３００以上の硬度を有する、ボイラ用オーステナイト系ステンレス鋼管に関する。【特許請求の範囲】
【請求項１】
１６〜２０重量％のＣｒ量を含有し、鋼管内面が冷間加工されたオーステナイト系ステンレス鋼管であって、鋼管内表面近傍位置でのＣｒ濃度が１４重量％以上であり、鋼管内表面１００μｍ位置の硬さが母材の平均硬度の１．５倍以上またはＨｖ３００以上の硬度を有する、ボイラ用オーステナイト系ステンレス鋼管。
【請求項２】
冷間加工がショットブラスト加工である、請求項１記載のボイラ用オーステナイト系ステンレス鋼管。
【請求項３】
（ａ）１６〜２０重量％のＣｒ量を含有するオーステナイト系ステンレス鋼の熱間圧延素管または熱間押出素管を準備する工程、
（ｂ）熱間圧延素管または熱間押出素管を溶体化熱処理する工程、
（ｃ）溶体化熱処理した鋼管の内面に生成した酸化スケールおよび鋼管内面側の母材部の一部を除去し、鋼管内表面近傍位置でのＣｒ量を１４重量％以上になるように脱スケールする工程、および
（ｄ）脱スケールした鋼管内表面１００μｍ位置の硬さが母材の平均硬度の１．５倍以上またはＨｖ３００以上の硬度を有するように、脱スケールした鋼管の内面に冷間加工を行う工程、
を含むボイラ用オーステナイト系ステンレス鋼管の製造方法。
【請求項４】
工程（ａ）と（ｂ）との間に、（ｂ２）熱間圧延素管または熱間押出素管を冷間圧延加工または冷間引抜加工する工程をさらに含む、
請求項３記載のボイラ用オーステナイト系ステンレス鋼管の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、火力発電の過熱器、再熱器に使用される耐高温水蒸気酸化性に優れたボイラ用オーステナイト系ステンレス鋼管に関する。
【背景技術】
【０００２】
火力発電の過熱器、再熱器には、高温強度の観点から、一般に、１８Ｃｒ−８Ｎｉ鋼に代表されるオーステナイト系ステンレス鋼が使用されている。蒸気温度が高くなるに従い、オーステナイト系ステンレス鋼においても、水蒸気により鋼管内面に酸化スケールが生成する。オーステナイト系ステンレス鋼は一般に熱膨張係数が大きいため、ボイラの停止、起動に伴う温度変化により、生成した酸化スケールは剥離し、ボイラ鋼管の曲がり部に堆積して管の閉塞を引き起こす。あるいは、剥離したスケールがタービン部へ飛散することによりタービン翼のエロージョンの原因となる。【０００３】
近年、ＣＯ２の排出削減の観点から、火力発電の高効率化を実現すべく蒸気温度のより高温化が図られており、これらの用途に使用される鋼管内面の耐高温水蒸気酸化性の向上、特に酸化スケールの生成抑制と剥離防止は、ますます重要な技術課題となっている。【０００４】
オーステナイト系ステンレス鋼の耐水蒸気酸化性の向上対策として、これまで、（１）高Ｃｒ鋼管、例えば２５％Ｃｒ鋼管の使用、（２）細粒鋼管の使用が実施されてきた。高Ｃｒ鋼管の場合、オーステナイト一相とするためにＮｉ量を必然的に増加する必要があり、高価な鋼管にならざるを得ない。また、オーステナイト系ステンレス鋼の結晶粒を細粒化して耐水蒸気酸化性を改善する細粒鋼管の使用は、蒸気温度の上昇に対しては効果が十分でなく、酸化スケールが生成し、生成したスケールの剥離によるトラブルが起こる。【０００５】
また、特開昭５３−１１４７２２号公報、特開昭５４−１３８８１４号公報、特開昭５５−５８３２９号公報、特開昭５８−３９７３３号公報には、冷間加工と熱処理とを組み合わせた耐水蒸気酸化性の向上策が提案されている。これらは、冷間加工後に熱処理することにより、冷間加工部の再結晶に伴う結晶粒の細粒化、または熱処理時に生成する酸化皮膜の効果により、耐水蒸気酸化性を向上させる方法である。しかし、上述した細粒鋼管と同様に、酸化スケールが生成し、長期間にわたり耐水蒸気酸化性を維持することは期待できない。【０００６】
これらに対して、オーステナイト系ステンレス鋼管の内表面のみを冷間加工して、耐水蒸気酸化性を向上させる方法が提案されている。特開昭４９−１３５８２２号公報：「オーステナイトステンレス鋼からなるボイラ用および熱交換器用鋼管の高温水蒸気による酸化の防止法」および特開昭５２−８９３０号公報：「オーステナイトステンレス鋼の高温水蒸気による酸化防止方法」には、鋼管内面にショットブラスト加工して加工硬化することにより、実際のプラントで使用しても良好な耐水蒸気酸化性が得られたことが開示されている。この方法で製造した鋼管は、実施例に示されるように、蒸気温度５６９℃においては、十分な耐水蒸気酸化性を示した。【０００７】
この方法で製造した鋼管については、鋼管内面にショットブラスト加工したとき生成する硬化層の深さおよびショットブラスト加工なしの場合と比較した機械的性質が報告されている（加根魯和宏、南雄介：「ショット加工管の機械的特性」、火力原子力発電、Vol.30、No.4、pp99−xx.(Apr.1979)）。【０００８】
しかしながら、近年の超々臨界圧の蒸気温度５９３℃以上の蒸気条件においては、上記の鋼管内面をショットブラスト加工により加工硬化層を形成した鋼管であっても、必ずしも十分な耐高温水蒸気酸化性を有していないことが確認された。このため、より優れた耐高温水蒸気酸化性を有するオーステナイト系ステンレス鋼管が望まれている。
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
本発明は、５９３℃以上の高温蒸気に対して優れた耐高温水蒸気酸化性を有するボイラ用オーステナイトステンレス鋼管を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本発明者らは、小径、長尺鋼管の内表面に冷間加工を与える方法について鋭意研究した結果、火力発電プラントにおいて高温蒸気に接する過程で鋼管内面に形成されるＣｒ濃化内層スケールが高温蒸気に対する耐水蒸気酸化性を向上させることを知見した。すなわち、従来技術のボイラ用鋼管は、鋼管内面を加工硬化したにもかかわらず、蒸気温度５６９℃における耐水蒸気酸化性は十分であるものの、蒸気温度５９３℃以上においては必ずしも十分ではないのは、鋼管内表面へのＣｒ濃化内層スケールの生成が十分ではなかったこと、およびこのＣｒ濃化内層スケールの生成は冷間加工量のみならず鋼管内表面近傍位置のＣｒ量に依存し、鋼管内表面への冷間加工量が十分であること、および鋼管内表面近傍位置のＣｒ量が所定量以上にあること、のいずれもが満たされるときに耐水蒸気酸化性を向上するＣｒ濃化内層スケールが生成できること、を知見して本発明を完成するに至った。【００１１】
すなわち本発明は、１６〜２０重量％のＣｒ量を含有し、鋼管内面が冷間加工されたボイラ用オーステナイト系ステンレス鋼管であって、鋼管内表面近傍位置でのＣｒ量が１４重量％以上であり、鋼管内表面１００μｍ位置の硬さが母材の平均硬度の１．５倍以上またはＨｖ３００以上の硬度を有するボイラ用オーステナイト系ステンレス鋼管である。また、鋼管内面に施す冷間加工は、ショットブラスト加工であることが好ましい。【００１２】
本発明はさらに、（ａ）１６〜２０重量％のＣｒ量を含有するオーステナイト系ステンレス鋼の熱間圧延素管または熱間押出素管を準備する工程、（ｂ）熱間圧延素管または熱間押出素管を溶体化熱処理する工程、（ｃ）溶体化熱処理した鋼管の内面に生成した酸化スケールおよび鋼管内面側の母材部の一部を除去し、鋼管内表面近傍位置でのＣｒ量を１４重量％以上になるように脱スケールする工程、および（ｄ）脱スケールした鋼管内表面１００μｍ位置の硬さが母材の平均硬度の１．５倍以上またはＨｖ３００以上の硬度を有するように、脱スケールした鋼管の内面に冷間加工を行う工程、を含むボイラ用オーステナイト系ステンレス鋼管の製造方法である。また、工程（ａ）と（ｂ）との間に、（ｂ２）熱間圧延素管または熱間押出素管を冷間圧延加工または冷間引抜加工する工程を含むことができる。
【図面の簡単な説明】
【００１３】
【図１】最終溶体化処理後のオーステナイト系ステンレス鋼管内表面からのＣｒ量を示す図である。
【図２】ショットブラスト加工により鋼管内面が冷間加工されたボイラ用オーステナイト系ステンレス鋼管の鋼管内表面からの硬さ分布を、未加工の鋼管と比較して示す図である。
【図３】本発明鋼である鋼管Ｎｏ．Ａの７００℃、３０００ｈ水蒸気酸化試験後の内表面スケールの生成を示す写真である。
【図４】比較鋼である鋼管Ｎｏ．Ｇの６５０℃、３０００ｈ水蒸気酸化試験後の内表面スケールの生成を示す写真である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１４】
以下、本発明について詳細に説明する。
本発明は、Ｃｒ含有量が１６〜２０重量％のオーステナイト系ステンレス鋼において、高温蒸気に接する過程で鋼管内面に形成されるＣｒ濃化内層スケールが耐高温水蒸気酸化性を向上させる点に特徴がある。このＣｒ濃化内層スケールは、鋼管内面に加えられる冷間加工量および鋼管内表面近傍のＣｒ量に依存し、鋼管内表面への冷間加工量が十分でないか、鋼管内表面近傍位置のＣｒ量が所定量に満たないか、のいずれか場合に、Ｃｒ濃化内層スケール生成が十分でなくなることを最初に説明する。【００１５】
Ｃｒが濃化した薄い内層スケールは、ボイラ用鋼管の実際の使用温度である６００〜６５０℃の水蒸気に鋼管が曝され酸化される初期段階に、冷間加工を受けた鋼管の内表面に生成する。冷間加工量に依存したこのＣｒ濃化内層スケールの形成が耐水蒸気酸化性を向上させる主因である。このＣｒ濃化内層スケールは、鋼管の内表面近傍の母材部から内表面へＣｒが供給されるＣｒの拡散現象によって生成し、しかもＣｒの拡散は鋼管内面の冷間加工量に依存して促進される。生成するスケール厚さは、６５０℃で１０００時間保持した後においても１μｍ以下と極めて薄い。しかし、十分に冷間加工した鋼管であっても、水蒸気酸化により、局所的に数十μｍの球状のスケールが生成する場合がある。このような粗大な球状スケールは耐水蒸気酸化性の向上には効果が認められない。本発明者らは、粗大な球状スケールの生成原因を検討した結果、冷間加工量のみならず鋼管内表面近傍のＣｒ量が大きな影響を与えることを知見した。【００１６】
実際のオーステナイトステンレス鋼管では、１０００℃以上、あるいは高温強度の高い鋼管では１１００℃以上の温度で最終溶体化処理が実施される。この溶体化処理時に鋼管内表面には、酸化スケールが生成する。酸化スケールの生成により、鋼管の最表面からの厚さ方向のＣｒ量の分布は、図１に示すように、酸化スケール近傍の母材部のＣｒ量が著しく低下する。この酸化スケールは、その後の酸等による脱スケール処理により除去されるが、脱スケール処理の程度により、酸化スケールが除去されてもＣｒ量が著しく低下した領域が鋼管内表面部に残存する場合がある。本発明者らは、鋼管内面に加える冷間加工量が十分であっても、所定のＣｒ量に達しないＣｒ量低下領域が鋼管内表面に残存した場合には、高温蒸気による酸化時に、耐高温水蒸気酸化性の向上には効果が十分ではないＣｒ濃化内層スケールが形成されることを見出した。【００１７】
そこで、所定のＣｒ量に達しないＣｒ量低下領域を明らかにすべく、最終溶体化処理後、溶体化処理で生成した酸化スケール及び鋼管内面のＣｒ量低下領域の一部を除去する脱スケール条件を変えて脱スケール処理した小径、長尺鋼管をショットブラスト加工した。次いで、ショットブラスト加工した鋼管の長手方向中央部から解析用試験片を採取し、鋼管内表面近傍のＣｒ量を、電子線マイクロアナライザーを用いて測定するとともに、水蒸気酸化試験を実施し、鋼管内表面近傍のＣｒ量と水蒸気酸化試験との相関を詳細に検討した。なお鋼管内表面近傍とは、鋼管内面の最表面から４〜６μｍ位置（以下、「鋼管内表面５μｍ位置」という）である。その結果、Ｃｒ含有量が１６〜２０重量％のオーステナイト系ステンレス鋼において、鋼管内表面５μｍ位置のＣｒ量が１４重量％以上となるように脱スケール処理を行えば、その後に冷間加工を十分に付与することにより、５９３℃以上の高温水蒸気に対して優れた耐水蒸気酸化性が得られることを知見した。【００１８】
次に、耐高温水蒸気酸化性に及ぼす冷間加工量の影響について検討した。冷間加工は、ボイラ用鋼管の使用温度で、表面近傍のＣｒの拡散を促進する作用があり、耐水蒸気酸化性を向上させる。冷間加工が十分でない場合、Ｃｒの拡散が十分に行われず、その結果、Ｃｒ濃化内層スケールが形成されずに厚いスケールが生成し、これがスケール剥離の原因になる。ショットブラスト加工による冷間加工を受けたオーステナイト系ステンレス鋼管は、図２に示すように、鋼管内面の最表面から鋼管の厚さ方向に向けて硬さが徐々に減少し、その化学成分と熱処理条件に応じた母材の平均硬度に到達する。一方、冷間加工を受けていない未加工の鋼管は、鋼管内面の最表面から鋼管の厚さ方向に向けてほぼ一定の硬度を有する。【００１９】
５９３℃以上の高温水蒸気に対する冷間加工量の影響を検討した結果、冷間加工量は、加工層深さから定められる硬化領域の大きさよりも、絶対的な硬化度、すなわち鋼管内表面から所定位置で所定値以上の硬度を有することが、耐水蒸気酸化性を制御できる因子であることを知見した。具体的には、鋼管内表面１００μｍ位置の硬さが母材の平均硬度の１．５倍以上またはＨｖ３００以上であることが必要である。なお、鋼管内表面１００μｍ位置とは、鋼管の内面の最表面から９５〜１０５μｍの範囲の位置をいい、加工層深さのほぼ１／２の位置に相当する。【００２０】
次に、本発明のオーステナイト系ステンレス鋼管およびその製造方法について、より詳細に説明する。【００２１】
本発明は、Ｃｒ含有量が１６〜２０重量％のオーステナイト系ステンレス鋼を対象とする。火力発電の過熱器、再熱器には、使用温度に応じて、高温強度と経済性の観点から、炭素鋼、合金鋼、高Ｃｒフェライト鋼およびオーステナイト系ステンレス鋼の中から材質とグレードが選択される。この中で、Ｃｒ含有量が１６〜２０重量％のオーステナイト系ステンレス鋼は、高温強度が高いことおよびコスト的な有利であるため、過熱器、再熱器の最も高い温度の部位に使用される。比較的温度の低い部位に使用される炭素鋼、合金鋼、高Ｃｒフェライト鋼は、熱膨張係数がオーステナイト系ステンレス鋼に比べて小さいことから、水蒸気による酸化スケールが鋼管内面に成長しても剥離等の問題は軽微である。使用される温度が高くかつ熱膨張係数が大きいオーステナイト系ステンレス鋼でのスケール剥離対策が緊急な課題であることから、本発明では上記のオーステナイト系ステンレス鋼を対象とした。【００２２】
Ｃｒ含有量が１６〜２０重量％のオーステナイト系ステンレス鋼としては、ＪＩＳで一般的に規定される１８−８系のステンレス鋼、例えば、３０４（Ｃｒ：１８〜２０重量％）、３１６（Ｃｒ：１６〜１８重量％）、３２１（Ｃｒ：１７〜２０重量％）、３４７（Ｃｒ：１７〜２０重量％）グレードのステンレス鋼が含まれる。このほか、火力技術基準に登録されたステンレス鋼およびＡＳＭＥに登録されているステンレス鋼として、３０４Ｊ１（Ｃｒ：１７〜１９重量％）、３２１Ｊ１（Ｃｒ：１７．５〜１９．５重量％）、３２１Ｊ２（Ｃｒ：１７．５〜１９．５重量％）、３４７Ｊ１（Ｃｒ：１７〜２０重量％）グレードも本発明の対象として含まれる。【００２３】
本発明においては、まず、工程（ａ）：１６〜２０重量％のＣｒ量を含有するオーステナイト系ステンレス鋼の熱間圧延素管または熱間押出素管を準備する。この素管を製造する工程は当業者に公知のシームレス鋼管の製造方法が適用される。次に、工程（ｂ）：熱間圧延素管または熱間押出素管素管を溶体化熱処理する。溶体化熱処理は、一般的には、１０００℃の以上で行うが、高温強度の高い鋼管では１１００℃以上の温度で行う場合もある。素管は、このように、直接溶体化熱処理しても良いが、素管を冷間加工した後、溶体化加熱処理することもできる。すなわち工程（ａ）と（ｂ）との間に、（ｂ２）として、熱間圧延素管または熱間押出素管を冷間圧延加工または冷間引抜加工する工程をさらに含むことができる。【００２４】
溶体化熱処理を終えた鋼管は、次に、工程（ｃ）：鋼管内面に生成した酸化スケールおよび鋼管内面側の母材部の一部を除去し、鋼管内表面近傍位置でのＣｒ量を１４重量％以上になるように脱スケールする。脱スケール方法は、小径、長尺鋼管の管内面の酸化スケールおよびＣｒ量低下領域の一部、すなわちＣｒ量が１４重量％未満の領域が除去できれば、酸等による酸洗除去または機械的に除去する方法のいずれでも良い。【００２５】
既に説明したように、Ｃｒ含有量が１６〜２０重量％のオーステナイト系ステンレス鋼では、母材のＣｒ量が１８重量％であっても、最終溶体化処理時に生成する酸化スケール中にＣｒが濃化するため、母材部のＣｒ量が低下し、特にスケール界面近傍の母材部では、Ｃｒ量は１０％近くまで減少する場合がある（図１）。その後の酸等を使用する脱スケール処理により、表面酸化スケールとともに鋼管内面側の母材部の一部も除去されるが、一般的には、鋼管内面側にＣｒ量低下領域が残存する。このＣｒ量低下領域におけるＣｒ量が１４重量％未満であると、その後、鋼管内表面に冷間加工を十分加えても、高温水蒸気に接することで生じるＣｒの拡散量が十分ではなく、したがってＣｒ濃化内層スケールの形成も十分ではない。本発明においては、Ｃｒの拡散量を確保できるＣｒ量低下領域の最小値は、鋼管内表面近傍、すなわち鋼管内表面５μｍ位置でのＣｒ量が１４重量％であることを知見した。【００２６】
脱スケール処理を終えた鋼管は、次に、工程（ｄ）：鋼管内表面１００μｍ位置の硬さが母材の平均硬度の１．５倍以上またはＨｖ３００以上の硬度を有するように、脱スケールした鋼管の内面に冷間加工を行う。鋼管内面に行う冷間加工としては、例えば、ショットブラスト加工のほか、鋼管を冷間で引き抜き加工する方法、内面にプラグを挿入して鋼管内表面をこする方法、内面をグランダー加工する方法、管内に挿入したリングを偏芯させて回転させる方法等があげられる。【００２７】
これらの鋼管内面に行う冷間加工は、いずれも、鋼管内表面１００μｍ位置の硬さが母材の平均硬度の１．５倍以上またはＨｖ３００以上の硬度を有する硬化領域を形成することができる。とりわけ、装置の簡便性および鋼管内面に所望の加工硬化量を付与できる硬化度の制御性の点から、ショットブラスト加工が好ましい。ショットブラスト加工の場合の加工条件は、鋼管内表面側に上記した硬化度が得られるように、ショットブラスト加工に使用する粒子、粒子吹付け圧力および粒子吹付け量を適宜選択することができる。【００２８】
本発明において耐水蒸気酸化性が向上するのは、実際の使用温度である６００〜６５０℃の蒸気条件に鋼管が曝されることによって生じる酸化の初期段階に、母材側のＣｒが加工硬化度の大きい鋼管内表面側に拡散し、Ｃｒが濃化した内層スケールを形成することに起因する。そして、このようなＣｒ濃化内層スケールを形成するためには、鋼管内表面近傍位置のＣｒ量が所定量、すなわち１４重量％以上であり、かつＣｒの拡散を促進させる所定の冷間加工量、すなわち、鋼管内表面１００μｍ位置の硬さが母材の平均硬度の１．５倍以上またはＨｖ３００以上の硬度を有する硬化領域を形成する加工量により、十分な耐水蒸気酸化性を得ることができる。そして、結晶粒の細粒化や冷間加工後に熱処理する従来技術の方法、あるいは、鋼管内面にショットブラスト加工した従来技術の方法よるオーステナイト系ステンレス鋼管が、高温、長時間での耐水蒸気酸化性が十分でなく、実際のプラントでスケール剥離を生じているのは、耐水蒸気酸化性の点で必須である本発明の２つの要件の何れか一方を満たしていないからである。
【実施例】
【００２９】
以下に実施例を用いて本発明をより詳細に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。【００３０】
熱間押出素管を用い、冷間引抜加工、溶体化熱処理、常温の１０％硝酸＋２％フッ酸溶液による脱スケール処理を経る公知の工程の後、鋼管内面をショットブラスト加工して、過熱器、再熱器用の１８−８オーステナイト系ステンレス鋼管（Ｎｏ．Ａ〜Ｇ）を製造した。グレードは、ＳＵＳ３２１Ｈ、ＳＵＳ３４７Ｈ、ＳＵＳ３１６Ｈおよび火力基準材のＳＵＳ３２１Ｊ１Ｈである。鋼管の寸法は、外径、肉厚は表１に示すとおりであり、長さはいずれも６０００ｍｍであった。脱スケール処理条件は、上記の酸洗溶液中で、鋼管Ｎｏ．Ａ〜ＤおよびＧは１５分間、鋼管Ｎｏ．Ｅ、Ｆは５分間行った。また、ショットブラスト加工条件は、粒子吹付け圧力４．０ｋｇ/ｃｍ２以上、粒子吹付け量０．０２３ｋｇ/ｃｍ２/ｍｉｎ以上の条件で、粒子吹付け圧力を変えることで、鋼管Ｎｏ．Ａ〜Ｆと鋼管Ｎｏ．Ｇの硬化度を変えた。【００３１】
ショットブラスト加工を施した鋼管の長手中央部から、分析用試料を採取し母材のＣｒ量および鋼管内表面５μｍ位置のＣｒ量を、日本電子株式会社製の電子線マイクロアナライザーＥＰＭＡ（ＪＸＡ８９００ＲＬ）を用いて測定した。併せて、硬さ測定用および水蒸気酸化試験用試料も採取した。硬さの測定位置は、鋼管肉厚方向の中心部および鋼管内表面１００μｍ位置である。硬さの測定は、ビッカース硬度計を用いて、鋼管肉厚方向の中心部は荷重１０ｋｇ、鋼管内表面１００μｍ位置は荷重１００ｇで、各々５点測定し平均を求めた。水蒸気酸化試験は、ＪＩＳ  Ｚ２２８７−２００３に従って実施した。試験温度、時間は、６００℃、６５０℃および７００℃で３０００時間である。水蒸気酸化試験後、円周方向面を研磨し、鋼管内表面に生成した酸化スケール厚さを光学顕微鏡で測定し、酸化スケール厚さが、５μｍ未満を「○」、５〜１０μｍを「△」、１０μｍ超えを「×」と判定し、表１中に示した。【００３２】
鋼管内表面近傍位置でのＣｒ濃度が１４重量％以上であり、鋼管内表面１００μｍ位置の硬さが母材の平均硬度の１．５倍以上またはＨｖ３００以上の硬度を有する、本発明例である鋼管Ｎｏ．Ａ〜Ｄは、いずれも、６００℃、６５０℃および７００℃で３０００ｈの水蒸気酸化試験においても酸化スケール厚さが５μｍ未満であり、優れた耐高温水蒸気酸化性を示す。一方、鋼管Ｎｏ．Ｅ、Ｆは、鋼管内表面５μｍ位置のＣｒ量が１４重量％未満であることから、酸化スケール厚さが５μｍ以上となった。また鋼管内表面１００μｍ位置の硬さが、母材の平均硬度の１．５倍未満であり同時にＨｖ３００以上を満たさない鋼管Ｎｏ．Ｇは、大きさ１０μｍ以上の球状の酸化スケールが生成した。【００３３】
図３に、鋼管Ｎｏ．Ａの７００℃、３０００ｈ時間水蒸気酸化試験後の鋼管内表面の断面写真を示す。酸化スケールは、光学顕微鏡では観察されないほど薄い。一方、図４に示す鋼管Ｎｏ．Ｇの６５０℃、３０００ｈ水蒸気酸化試験後は、数十μｍの大きさの球状酸化スケールが生成している。このような球状酸化スケールは、その外層が剥離し、種々のトラブルの原因となることから、スケールがほとんど生成しない本発明鋼の優れる点は明らかである。【００３４】
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【産業上の利用可能性】
【００３５】
本発明により、今後の高効率発電プラントに採用される５９３℃以上の蒸気条件で使用される過熱器、再熱器用オーステナイト系ステンレス鋼管の鋼管内面の水蒸気酸化性を向上することができ、発電プラントの長期安定稼動に寄与するところが大きい。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【国際調査報告】
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