【発明の詳細な説明】
〔産業上の利用分野〕
本発明は、高強度低合金耐熱鋼に関し、例えば、発電
用ボイラや化学プラントの熱交換器、配管等の鋼管材、
高温耐圧バルブ等の鋳鍛鋼品、高温で使用される吊金
具、支持材等の丸鋼、形鋼、鋼板等に適用される高強度
低合金耐熱鋼に関する。
〔従来の技術〕
従来、耐熱鋼としては、オーステナイト系ステンレス
鋼,9Cr鋼,12Cr鋼,2 1/4Cr−1Mo鋼（STBA24）,1.5％以下
のCrを含有する低合金鋼等がある。
〔発明が解決しようとする問題点〕
上記の従来の耐熱鋼の場合、約600℃までの高温で使
用することを条件とすると、次のような問題点がある。
１） オーステナイト系ステンレス鋼；高温強度、靭
性、加工性は良好であるが、使用環境によつては応力腐
食割れ、粒界腐食が生じる欠点がある。また、材料価格
が高い。
２） 9Cr鋼及び12Cr鋼；種々の鋼種があるが、STBA26
（9Cr−1Mo鋼）やDIN規格X20CrMoV121（12Cr−1Mo−Ｖ
鋼）はＣ量が約0.13〜0.25wt％と高いために、溶接割れ
が発生しやすく、また加工性が劣る。最近開発された低
ｃ系で、Ｖ及びNbを添加した9Cr鋼及び12Cr鋼は上記の
高Ｃ系の鋼種に比べ、溶接性及び高温強度とも改善され
ているが、2 1/4Cr−1Mo鋼などの低合金鋼に比べ、熱伝
導率が低く、全般に溶接作業性が劣る。
３） 2 1/4Cr−1Mo鋼（STBA24）；この鋼は約600℃ま
で使用できる耐酸化性があり、STBA26を含めた低合金鋼
の中では最も高温強度が優れ、溶接性及び加工性が良好
である。しかし、最近開発された高強度の9Cr鋼及び12C
r鋼やオーステナイト系ステンレス鋼に比べ、高温強度
が劣るため、本鋼を使用する場合、600℃付近の設計温
度では極厚となり、配管等の大径管では、大きな熱応力
が発生することになる。
４） 1.5％以下のCrを含有する低合金鋼;2 1/4Cr−1Mo
鋼に比べて高温強度が低く、耐酸化性が劣るため、使用
限界温度が低い欠点がある。
本発明は、上記のような従来鋼種の欠点をなくし、約
600℃までの温度域で使用される安価な高強度鋼で、基
本的には従来のSTBA24（2 1/4Cr−1Mo鋼）の高温強度を
大巾に改善し、約600℃までオーステナイト系ステンレ
ス鋼及び高強度9Cr鋼や12Cr鋼に代えて使用できるもの
を提供するものである。
従つて、本発明では、熱伝導率が高く、溶接性、加工
性の優れた2 1/4Cr−1Mo鋼の特性をそのまま生かし、下
記の高温強度を有する鋼を提供することを目標とする。
すなわち、これらの強度は従来鋼種である2 1/4Cr−1
Mo鋼のクリープ破断強度のデータバンドの上限値であ
り、これ以上の強度を有する2 1/4Cr−1Mo鋼であれば、
従来のオーステナイト系ステンレス鋼、9Cr鋼、12Cr鋼
に代えて約600℃まで使用できるものである。
〔問題点を解決するための手段〕
本発明は、
（１）重量％で、
Ｃ＝0.03％以上で、0.10％未満、
Si≦１％、
Mn＝0.2〜１％、
Ｐ≦0.03％、
Ｓ≦0.03％、
Ni≦0.8％、
Cr＝1.5〜３％、
Mo＝0.5〜1.5％、
Ｖ＝0.05〜0.35％、
Nb＝0.01〜0.12％、
Ｎ＝0.01〜0.05％、
Ｗ＝0.5〜1.5％を含み
残部Fe及び不可避の不純物からなることを特徴とする高
強度低合金耐熱鋼、及び、
（２）重量％で、
Ｃ＝0.03％以上で、0.10％未満、
Si≦１％、
Mn＝0.2〜１％、
Ｐ≦0.03％、
Ｓ≦0.03％、
Ni≦0.8％、
Cr＝1.5〜３％、
Mo＝0.5〜1.5％、
Ｖ＝0.05〜0.35％、
Nb＝0.01〜0.12％、
Ｎ＝0.01〜0.05％、
Ｗ＝0.5〜1.5％を含み、
更に、
Ｂ＝0.0005〜0.015％、
Al≦0.05％及び
Ti＝0.05〜0.12％の１種以上を含み
残部Fe及び不可避の不純物からなることを特徴とする高
強度低合金耐熱鋼である。
本発明鋼の金属組織は、フエライト＋ベーナイトであ
り、通常の2 1/4Cr−1Mo鋼に比べ、フエライトの量が多
い。このフエライト相内には微細なVN析出物が生成す
る。
また本発明鋼における成分範囲の限定理由は、次の通
りである。
１） ＣはCr,Mo,W,V,Nb,Tiとともに炭化物を形成し、
クリープ強度を上昇させる。しかし、0.10wt％以上では
溶接割れが生じやすく、また却つてクリープ強度を低下
させることになる。一方、クリープ強度上昇のためには
0.03wt％以上が必要であり、これを下廻るとクリープ強
度が低下する。従つて、0.03wt％以上で0.10％未満とし
た。好ましくは0.05〜0.09wt％である。
２） Siは、脱酸剤として用いられ、強度上昇、耐酸化
性向上に寄与するが、1wt％を越えて添加すると靭性が
低下し、クリープ延性を低下させるので、1wt％以下と
した。好ましくは0.2wt％以下である。
３） Mnは、Siと同様に脱酸剤としての効果を有し、焼
入れ性を向上させるが、0.2wt％未満ではその効果が少
なく、また1wt％を越えて添加すると脆化しやすいの
で、0.2〜1wt％とした。好ましくは、0.4〜0.6wt％であ
る。
４） Ｐ及びＳは、不純物元素として靭性を低下させ、
機械的性質を劣化させるので、ともに0.03wt％以下とし
た。好ましくは、Ｐは0.01wt％以下、Ｓは0.005wt％以
下である。
５） Niは焼入れ性を向上させ、靭性を改善する元素で
あるが、0.8wt％を越えて添加すると硬化性が大きくな
り、溶接性が低下すると同時にクリープ破断強度を低下
させるので、0.8wt％以下とした。好ましくは、0.4wt％
以下である。
６） Crは耐酸化性を高め、適正な量であれば炭化物形
成元素としてクリープ破断強度を高めるが、添加量が多
くなると熱伝導率が小さくなるとともに、却つてクリー
プ破断強度を低下させる。また、1.5wt％を下廻る量で
は耐酸化性の面から約600℃まで使用することは困難に
なり、クリープ破断硬化も低下する。そこで、下限を1.
5wt％、上限3wt％とした。好ましくは1.8〜2.4％であ
り、最も好ましくは下限の上限と中央である2.25wt％で
あり、それにより±0.75wt％の範囲内では目的とする良
好な高温強度及び耐酸化性が得られる。
７） Moは母地に固溶するとともに炭化物等の析出物を
形成してクリープ破断強度を高めるが、0.5wt％未満で
は不十分であり、また1.5wt％を越えて添加してもその
効果は飽和し、靭性が低下してくる。また、Moの多量添
加は熱間加工性を阻害するので、成分範囲を0.5〜1.5wt
％とした。好ましくは、0.7〜1.3wt％である。
８） Ｖは炭化物が生成するとともに、Ｎと化合してVN
がフエライト地中に析出し、クリープ破断強度を著しく
高める効果がある。その効果は0.05wt％以上で現われ、
0.35wt％を越えると溶接割れ感受性を高め、溶接性が劣
化する。従つて、0.05〜0.35wt％とした。好ましくは、
0.15〜0.3wt％である。
９） Nbは炭窒化物を生成し、短時間側のクリープ破断
強度を高め、Ｖとの複合添加によつて、Ｖ炭窒化物を微
細に、また良好な分散状態で析出させる効果があり、そ
の効果は0.01wt％以上で現われる。また、0.12wt％を越
えて添加しても、その効果は飽和し、却つて、長時間側
のクリープ破断強度を低下させる原因となる。また、多
量添加した場合には溶接性を低下させる。従つて、0.01
〜0.12wt％を成分範囲とした。好ましくは、0.01〜0.05
wt％である。
10） ＮはＣの代替元素としての役割りを果すととも
に、Ｖ及びNbなどの窒化物あるいは炭窒化物を形成し、
クリープ破断強度を著しく上昇させる。その効果は0.01
wt％未満では不十分であり、0.05wt％を越えて添加する
と焼入れ硬化性が高くなり、溶接性を阻害するので、範
囲を0.01〜0.05wt％とした。好ましくは、0.01〜0.03wt
％である。
11） Ｗは上記成分に加えて添加することにより、Moの
添加量を減じ、またMoとともにフエライト地に固溶して
高温強度を著しく高める。その効果は、0.5wt％未満で
は十分ではなく、また1.5wt％を越えて添加しても飽和
する。さらに、1.5wt％を越えて添加した場合、熱間加
工性を阻害し、靭性が低下する。従つて0.5〜1.5wt％と
した。好ましくは、0.7〜1.2wt％である。
12） Ｂは、粒界の強度を高める元素であり、クリープ
破断強度及び延性を上昇させる。その効果は0.0005wt％
未満では不十分であり、0.015wt％を越えて添加した場
合、熱間加工性を阻害するとともに、常温強度が高くな
り、加工性を低下させる。従って、成分範囲は0.0005〜
0.015wt％、好ましくは0.001〜0.005wt％である。
13） Alは脱酸剤としても有効であるが、0.05wt％を越
えて多量に含有した場合、結晶粒を小さくし、クリープ
破断強度を低下させる。一方で、低温靭性を向上させる
効果を有する。従って、成分範囲は0.05wt％以下で、好
ましくは0.015wt％である。
14） Tiは炭化物を形成してクリープ破断強度を上昇さ
せる。その効果は0.05wt％未満では十分ではなく、ま
た、0.12wt％を越えて添加した場合、低温靭性を低下さ
せる。従って、成分範囲は0.12wt％以下で、好ましくは
0.05〜0.12wt％、より好ましくは0.05〜0.1wt％であ
る。
上記のW,B,Al,Tiは、本発明鋼におけるフエライトを
安定化する効果があり、フエライト地の強化析出物VNの
析出を促し、間接的に高温強度（クリープ破断強度）を
高めるのに役立つ。本発明は、この中でＷを上記の範囲
内で必須とする第１の発明、及び、Ｗを必須とし、さら
に、B,Al及びTiを上記の範囲内で１種以上を含有する第
２の発明である。
また、通常、2 1/4Cr−1Mo鋼は約930℃で焼なまし処
理をして使用されるが、上記組成の本発明鋼の高温強度
を一層上昇させるためには900℃以上の温度での焼なら
し、680℃以上の温度での焼戻しが有効である。すなわ
ち、本発明鋼は基本的にＶ及びNbを含有しており、それ
らの炭窒化物の作用によつて高温強度を高めるものであ
り、そのためには高温においてＶ及びNbを母地中に十分
に固溶させる必要がある。900℃未満の温度では、Ｖ及
びNbの固溶量は不十分であり、高温強度が低下する。ま
た、焼ならしのままでは硬さが高く、靭性も低いので、
十分に焼戻し、軟化させる必要がある。2 1/4Cr−1Mo鋼
では、応力除去焼鈍などの熱処理は約700℃で行なわれ
るので、この温度を目安とし、680℃以上を焼戻し温度
とした。
また、これより低い温度では十分な軟化が得られな
い。
〔実施例〕
第１表に、第１の発明に対応する本発明鋼７、及び、
第２の発明に対応する本発明鋼１〜６及び本発明鋼８〜
11の化学成分を示す。供試材は大気中高周波溶解炉によ
り各々50kg溶製した後、950〜1100℃の範囲で熱間鍛造
し、断面が40×20mmの棒に仕上げた。
熱処理は、1050℃AC＋750℃AC、950℃Ac＋700℃A
c、930℃FCの３通りとした。
試験片は上記棒状素材より鍛造方向に直角に採取し、
常温引張試験、600℃でのクリープ破断試験及び2mm Vノ
ッチシヤルピー衝撃試験を０℃で実施した。
第２表に試験結果を示すが、600℃クリープ破断強度
は最長約8000hまでの試験結果から内外挿により103hを
破断強度及び104h破断強度を求めた。
第２表から明らかなように、本発明鋼のクリープ破断
強度は全て、第１、２表中比較鋼12、13として示す従来
のSTBA24（2 1/4Cr−1Mo鋼）のデータバンドの上限値に
上廻つており、本発明鋼がすぐれた高温強度を有してい
ることが確認できた。また、引張性質及びシヤルピン衝
撃値も良好であつた。
〔発明の効果〕
実施例で述べたように本発明鋼は、良好な機械的性質
を有すると同時に、600℃においてオーステナイト系ス
テンレス鋼や高強度の9Cr鋼と及び12Cr鋼と同等以上の
スリープ破断強度を有する。これは、2 1/4Cr−1Mo鋼へ
の各種合金元素、特にV,Nbの添加と、Ｃ量を2 1/4−1Mo
鋼より低くしたことによつて得られたものである。Ｃ量
を低くすることは、溶接性向上の面からも効果的であ
り、これによつて予熱、後熱処理を省略することも可能
である。また、焼戻し温度を680℃以上、より好ましく
は700℃以上とすれば、軟化が良好となり、加工性も良
好となる。TECHNICAL FIELD The present invention relates to a high-strength low-alloy heat-resistant steel, for example, a steel pipe material such as a heat exchanger for a power generation boiler or a chemical plant, or a pipe,
The present invention relates to a cast and forged steel product such as a high temperature pressure resistant valve, a hanging metal fitting used at high temperature, a round steel such as a supporting material, a shaped steel, a steel plate, and the like, which are high strength and low alloy heat resistant steel. [Prior Art] Conventionally, heat resistant steels include austenitic stainless steels, 9Cr steels, 12Cr steels, 21 / 4Cr-1Mo steels (STBA24), low alloy steels containing 1.5% or less Cr. [Problems to be Solved by the Invention] The above conventional heat-resistant steel has the following problems, provided that it is used at a high temperature up to about 600 ° C. 1) Austenitic stainless steel: Good in high-temperature strength, toughness, and workability, but has drawbacks that stress corrosion cracking and intergranular corrosion occur depending on the use environment. Also, the material price is high. 2) 9Cr steel and 12Cr steel; there are various steel grades, but STBA26
(9Cr-1Mo steel) and DIN standard X20CrMoV121 (12Cr-1Mo-V
Steel) has a high C content of about 0.13 to 0.25 wt%, so that welding cracks are easily generated and workability is poor. The recently developed 9c and 12Cr steels containing low C and V and Nb have improved weldability and high-temperature strength compared to the above-mentioned high C steels, but 2 1 / 4Cr-1Mo steel Compared with other low alloy steels, the thermal conductivity is low and welding workability is generally poor. 3) 2 1 / 4Cr-1Mo steel (STBA24); this steel has oxidation resistance that can be used up to about 600 ° C, has the highest high-temperature strength among low alloy steels including STBA26, and has good weldability and workability. It is good. However, recently developed high strength 9Cr steel and 12C
Since high temperature strength is inferior to r steel and austenitic stainless steel, when this steel is used, it becomes extremely thick at a design temperature near 600 ° C, and large thermal stress occurs in large diameter pipes such as pipes. Become. 4) Low alloy steel containing 1.5% or less of Cr; 2 1 / 4Cr-1Mo
Since it has lower high-temperature strength and inferior oxidation resistance compared to steel, it has the drawback of low operating temperature limit. The present invention eliminates the disadvantages of the conventional steel types as described above,
It is an inexpensive high-strength steel used in the temperature range up to 600 ° C. It basically improves the high-temperature strength of conventional STBA24 (2 1 / 4Cr-1Mo steel) to a large extent, and austenitic stainless steel up to about 600 ° C. Steel and high strength 9Cr steel and 12Cr steel that can be used instead of steel are provided. Therefore, it is an object of the present invention to provide a steel having the following high-temperature strength by making the best use of the characteristics of the 2 1 / 4Cr-1Mo steel having high thermal conductivity, excellent weldability and workability. That is, these strengths are 2 1 / 4Cr-1
It is the upper limit of the data band of the creep rupture strength of Mo steel, and if it is 2 1 / 4Cr-1Mo steel having a strength of more than this,
It can be used up to about 600 ℃ instead of conventional austenitic stainless steel, 9Cr steel and 12Cr steel. [Means for Solving the Problems] The present invention provides (1)% by weight, C = 0.03% or more and less than 0.10%, Si ≦ 1%, Mn = 0.2-1%, P ≦ 0.03%, S ≤0.03%, Ni≤0.8%, Cr = 1.5 ~ 3%, Mo = 0.5 ~ 1.5%, V = 0.05 ~ 0.35%, Nb = 0.01 ~ 0.12%, N = 0.01 ~ 0.05%, W = 0.5 ~ 1.5% A high-strength low-alloy heat-resisting steel characterized by containing balance Fe and unavoidable impurities, and (2) wt%, C = 0.03% or more, less than 0.10%, Si ≦ 1%, Mn = 0.2 ~ 1%, P ≤ 0.03%, S ≤ 0.03%, Ni ≤ 0.8%, Cr = 1.5 ~ 3%, Mo = 0.5 ~ 1.5%, V = 0.05 ~ 0.35%, Nb = 0.01 ~ 0.12%, N = 0.01 .About.0.05%, W = 0.5 to 1.5%, B = 0.005 to 0.015%, Al.ltoreq.0.05% and Ti = 0.05 to 0.12%, and the balance Fe and inevitable impurities. It is a high strength low alloy heat resistant steel. The metal structure of the steel of the present invention is ferrite + bainite, and the amount of ferrite is larger than that of ordinary 2 1 / 4Cr-1Mo steel. Fine VN precipitates are formed in this ferrite phase. The reasons for limiting the composition range of the steel of the present invention are as follows. 1) C forms carbides with Cr, Mo, W, V, Nb and Ti,
Increases creep strength. However, if it is 0.10 wt% or more, weld cracking tends to occur, and on the contrary, the creep strength will be lowered. On the other hand, to increase creep strength
0.03 wt% or more is required, and if it is less than this, the creep strength will decrease. Therefore, 0.03 wt% or more and less than 0.10%. Preferably it is 0.05 to 0.09 wt%. 2) Si is used as a deoxidizer and contributes to strength increase and oxidation resistance improvement, but if added in excess of 1 wt%, toughness decreases and creep ductility decreases, so it was made 1 wt% or less. Preferably it is 0.2 wt% or less. 3) Mn has an effect as a deoxidizing agent similar to Si and improves hardenability, but if it is less than 0.2 wt%, its effect is small, and if it exceeds 1 wt%, it easily becomes brittle. 〜1wt%. Preferably, it is 0.4 to 0.6 wt%. 4) P and S reduce the toughness as impurity elements,
Both are set to 0.03 wt% or less because they deteriorate the mechanical properties. Preferably, P is 0.01 wt% or less and S is 0.005 wt% or less. 5) Ni is an element that improves hardenability and improves toughness. However, if added in excess of 0.8 wt%, the hardenability increases, and the weldability is reduced, and at the same time, the creep rupture strength is reduced. It was as follows. Preferably 0.4 wt%
It is as follows. 6) Cr enhances the oxidation resistance and increases the creep rupture strength as a carbide-forming element if the amount is appropriate, but if the addition amount increases, the thermal conductivity decreases and the creep rupture strength decreases. Further, if the amount is less than 1.5 wt%, it becomes difficult to use up to about 600 ° C. from the viewpoint of oxidation resistance, and creep rupture hardening also decreases. Therefore, the lower limit is 1.
The upper limit was 5 wt% and the upper limit was 3 wt%. It is preferably 1.8 to 2.4%, and most preferably 2.25 wt% which is the lower limit and the upper limit and is in the center, whereby the desired high temperature strength and oxidation resistance can be obtained within the range of ± 0.75 wt%. 7) Mo dissolves in the matrix and forms precipitates such as carbides to increase creep rupture strength, but less than 0.5 wt% is not enough, and even if added over 1.5 wt%, its effect Becomes saturated and the toughness decreases. Also, addition of a large amount of Mo hinders hot workability, so the composition range is 0.5-1.5 wt.
%. It is preferably 0.7 to 1.3 wt%. 8) V forms V carbides and combines with N to form VN
Precipitates in the ferrite material and has the effect of significantly increasing the creep rupture strength. The effect appears at 0.05 wt% or more,
If it exceeds 0.35 wt%, the susceptibility to welding cracks is increased and the weldability deteriorates. Therefore, it was set to 0.05 to 0.35 wt%. Preferably,
It is 0.15 to 0.3 wt%. 9) Nb has the effect of forming carbonitrides, increasing the creep rupture strength on the short-time side, and adding V together to precipitate V carbonitrides finely and in a good dispersed state. The effect appears at 0.01 wt% or more. Further, even if added in excess of 0.12 wt%, the effect is saturated, and on the contrary, it causes a decrease in creep rupture strength on the long-term side. Also, when added in large amounts, the weldability is reduced. Therefore, 0.01
The range was 0.12wt%. Preferably 0.01-0.05
wt%. 10) N plays a role as an alternative element of C and forms nitrides or carbonitrides such as V and Nb,
Significantly increases creep rupture strength. The effect is 0.01
If it is less than wt%, it is not sufficient, and if it exceeds 0.05 wt%, the quench hardenability increases and the weldability is impaired, so the range was made 0.01 to 0.05 wt%. Preferably 0.01-0.03 wt
%. 11) When W is added in addition to the above components, the amount of Mo added is reduced and, together with Mo, it forms a solid solution in the ferritic material and remarkably enhances the high temperature strength. The effect is not sufficient if it is less than 0.5 wt%, and is saturated even if it is added more than 1.5 wt%. Furthermore, if added in excess of 1.5 wt%, hot workability is impaired and toughness is reduced. Therefore, it was set to 0.5 to 1.5 wt%. It is preferably 0.7 to 1.2 wt%. 12) B is an element that enhances the strength of grain boundaries and increases creep rupture strength and ductility. The effect is 0.0005wt%
If the amount is less than 0.015 wt%, the hot workability is impaired, and the room temperature strength is increased and the workability is lowered. Therefore, the component range is 0.0005-
It is 0.015 wt%, preferably 0.001 to 0.005 wt%. 13) Al is also effective as a deoxidizing agent, but when it is contained in a large amount in excess of 0.05 wt%, it reduces the crystal grains and lowers the creep rupture strength. On the other hand, it has the effect of improving low temperature toughness. Therefore, the component range is 0.05 wt% or less, preferably 0.015 wt%. 14) Ti forms carbides to increase creep rupture strength. The effect is not sufficient if it is less than 0.05 wt%, and if added in excess of 0.12 wt%, the low temperature toughness decreases. Therefore, the component range is 0.12 wt% or less, preferably
The amount is 0.05 to 0.12 wt%, more preferably 0.05 to 0.1 wt%. The above W, B, Al, and Ti have the effect of stabilizing the ferrite in the steel of the present invention, promote the precipitation of the strengthening precipitate VN of the ferrite base material, and indirectly increase the high temperature strength (creep rupture strength). Be useful. The present invention includes the first invention, in which W is essential within the above range, and the second invention, in which W is essential and B, Al and Ti are contained in the above range in one or more types. Is the invention of. Further, usually, 2 1 / 4Cr-1Mo steel is used after being annealed at about 930 ° C, but at a temperature of 900 ° C or higher in order to further increase the high temperature strength of the steel of the present invention having the above composition. Normalizing and tempering at temperatures above 680 ° C are effective. That is, the steel according to the present invention basically contains V and Nb, and enhances the high temperature strength by the action of carbonitrides thereof. For that purpose, V and Nb are sufficiently contained in the matrix at high temperature. Need to be solid solution. At temperatures below 900 ° C., the amounts of V and Nb in solid solution are insufficient and the high temperature strength decreases. In addition, since it has high hardness and low toughness as normal,
It is necessary to sufficiently temper and soften. In 2 1 / 4Cr-1Mo steel, heat treatment such as stress relief annealing is performed at about 700 ° C. Therefore, using this temperature as a guide, the tempering temperature was 680 ° C or higher. Further, at a temperature lower than this, sufficient softening cannot be obtained. [Examples] Table 1 shows the invention steel 7 corresponding to the first invention, and
Invention Steels 1 to 6 and Invention Steel 8 to 8 corresponding to the second invention
11 chemical compositions are shown. Each of the test materials was melted in an atmospheric high-frequency melting furnace at a rate of 50 kg, and then hot forged in the range of 950 to 1100 ℃ to finish a bar with a cross section of 40 × 20 mm. Heat treatment is 1050 ℃ AC + 750 ℃ AC, 950 ℃ Ac + 700 ℃ A
c, 930 ° C FC, and 3 types. The test piece was taken from the above rod-shaped material at a right angle to the forging direction,
A room temperature tensile test, a creep rupture test at 600 ° C. and a 2 mm V notch shearpy impact test were carried out at 0 ° C. The test results are shown in Table 2. The creep rupture strength at 600 ° C. was determined from the test results up to about 8000 h at a maximum of 10 3 h and 10 4 h by the extrapolation. As is clear from Table 2, the creep rupture strengths of the steels of the present invention are all upper limits of the data band of the conventional STBA24 (2 1 / 4Cr-1Mo steel) shown as comparative steels 12 and 13 in Tables 1 and 2. It was confirmed that the steel of the present invention has excellent high temperature strength. The tensile properties and the shear pin impact value were also good. [Effect of the invention] As described in the examples, the steel of the present invention has good mechanical properties, and at the same time, sleep fracture equivalent to or higher than austenitic stainless steel and high strength 9Cr steel and 12Cr steel at 600 ° C. Have strength. This is because the addition of various alloying elements, especially V and Nb, to the 2 1 / 4Cr-1Mo steel and the C content of 2 1 / 4-1Mo.
It was obtained by making it lower than steel. Reducing the C content is also effective from the viewpoint of improving the weldability, and thus preheating and post-heat treatment can be omitted. When the tempering temperature is 680 ° C or higher, more preferably 700 ° C or higher, the softening becomes good and the workability becomes good.