JP3319222B2 - 溶接継手のクリープ特性に優れた高クロムフェライト鋼の製造方法 - Google Patents
溶接継手のクリープ特性に優れた高クロムフェライト鋼の製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、火力発電、化学プラン
ト等に用いられる高クロムフェライト耐熱鋼の製造方法
に関し、特に良好な靱性を付与するとともに、溶接継手
のクリープ破断特性の向上を可能とする高クロムフェラ
イト鋼の製造方法に関する。
ト等に用いられる高クロムフェライト耐熱鋼の製造方法
に関し、特に良好な靱性を付与するとともに、溶接継手
のクリープ破断特性の向上を可能とする高クロムフェラ
イト鋼の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】９〜１２％Ｃｒを含有する高クロム耐熱
鋼板は、通常熱間圧延の後、１０００℃以上の高温で焼
きならし処理され、さらに焼きもどしして使用される。
この場合、焼きならし温度が高いほど、焼きもどし後の
クリープ強度が向上することが知られている。
鋼板は、通常熱間圧延の後、１０００℃以上の高温で焼
きならし処理され、さらに焼きもどしして使用される。
この場合、焼きならし温度が高いほど、焼きもどし後の
クリープ強度が向上することが知られている。
【０００３】このため圧延での高温加熱を焼きならし処
理とみなし、熱間圧延後焼きならしを施すことなく、直
接焼きもどすことが行われる。このような方法は特開平
２−１８２８２６号公報等に開示されている。この方法
においては、靱性を確保するため、熱間加工時に再結晶
が促進される１１２５℃以上の温度域で５０％以上の高
圧下が必要であるとしている。しかしながら、スラブ表
面では温度が低下しやすく、上記条件を満足することは
実製造上困難である。
理とみなし、熱間圧延後焼きならしを施すことなく、直
接焼きもどすことが行われる。このような方法は特開平
２−１８２８２６号公報等に開示されている。この方法
においては、靱性を確保するため、熱間加工時に再結晶
が促進される１１２５℃以上の温度域で５０％以上の高
圧下が必要であるとしている。しかしながら、スラブ表
面では温度が低下しやすく、上記条件を満足することは
実製造上困難である。
【０００４】またこれらの耐熱鋼を溶接すると、溶接熱
影響部内に軟化部が形成されるため、溶接継手のクリー
プ破断試験において破断がこの軟化部で生じる結果、継
手のクリープ破断強度が母材のそれに比較して低下する
場合があり、その改善が求められている。
影響部内に軟化部が形成されるため、溶接継手のクリー
プ破断試験において破断がこの軟化部で生じる結果、継
手のクリープ破断強度が母材のそれに比較して低下する
場合があり、その改善が求められている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、熱間圧延
後、焼きならし工程を省略して直接焼きもどすことによ
って、母材の靱性を損なうことなく、溶接継手のクリー
プ特性に優れた高クロムフェライト鋼を製造する方法を
提供することを目的とする。
後、焼きならし工程を省略して直接焼きもどすことによ
って、母材の靱性を損なうことなく、溶接継手のクリー
プ特性に優れた高クロムフェライト鋼を製造する方法を
提供することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、高クロム
フェライト耐熱鋼を圧延後、焼きならし処理を省略して
焼きもどす製造方法を採用した場合における、これら耐
熱鋼の機械的特性について種々検討した結果、化学組成
と圧延条件との組み合わせを特定範囲に規定することに
より、母材の靱性を損なうことなく、母材のみならず溶
接継手が優れたクリープ破断強度を示すことを見出し
た。
フェライト耐熱鋼を圧延後、焼きならし処理を省略して
焼きもどす製造方法を採用した場合における、これら耐
熱鋼の機械的特性について種々検討した結果、化学組成
と圧延条件との組み合わせを特定範囲に規定することに
より、母材の靱性を損なうことなく、母材のみならず溶
接継手が優れたクリープ破断強度を示すことを見出し
た。
【０００７】本発明はこのような知見に基づいてなされ
たものであって、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１５
％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．１〜１．０
％、Ｃｒ：８〜１３％、Ｍｏ：０．７〜１．３％、Ｖ：
０．０１〜０．３％、Ｎｂ：０．０１〜０．１５％、Ａ
ｌ：０．００３〜０．０５％、Ｎ：０．００５〜０．１
％を含有する高クロムフェライト鋼を、１２００℃以上
の温度に加熱し、１１２５℃以上の温度域で累積圧下率
１０％以上５０％未満の熱間圧延を行い、引き続き１１
２５℃未満の温度域でも熱間圧延を行い、８００℃以上
の温度で圧延を終了し、次いでＡc1点以下の温度で焼戻
すことを特徴とする溶接継手のクリープ特性に優れた高
クロムフェライト鋼の製造方法を提供するものである。
たものであって、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１５
％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．１〜１．０
％、Ｃｒ：８〜１３％、Ｍｏ：０．７〜１．３％、Ｖ：
０．０１〜０．３％、Ｎｂ：０．０１〜０．１５％、Ａ
ｌ：０．００３〜０．０５％、Ｎ：０．００５〜０．１
％を含有する高クロムフェライト鋼を、１２００℃以上
の温度に加熱し、１１２５℃以上の温度域で累積圧下率
１０％以上５０％未満の熱間圧延を行い、引き続き１１
２５℃未満の温度域でも熱間圧延を行い、８００℃以上
の温度で圧延を終了し、次いでＡc1点以下の温度で焼戻
すことを特徴とする溶接継手のクリープ特性に優れた高
クロムフェライト鋼の製造方法を提供するものである。
【０００８】
【作用】本発明の方法によって高クロムフェライト鋼溶
接継手のクリープ破断特性が向上する理由について、実
験結果に基づいて説明する。上述したように、この種の
系統の鋼の溶接熱影響部には軟化部が生成されるため、
溶接継手のクリープ破断強度が低下する場合があるが、
その主因が溶接時の溶接熱サイクルにともなうＮｂ，Ｖ
等の炭窒化物の粗大化によるものと考えられることか
ら、溶接の前段階で鋼中のこれら析出物をできるだけ微
細に析出させておくことが必要である。そのためには、
まずスラブ加熱時に、Ｎｂ，Ｖの全量が固溶する温度に
加熱し、冷却後直接焼きもどし処理を行って、予めこれ
ら析出物を微細に分散させることが有効である。したが
ってスラブ加熱温度は１２００℃以上とする必要がある
が、この場合、オーステナイト粒が粗大化して靱性が低
下することが懸念される。そこで熱間圧延条件として１
１２５℃以上の温度域で累積圧下率１０％以上５０％未
満の範囲で種々変化させて、引き続き１１２５℃未満の
温度域でも熱間圧延を行い、８００℃以上の温度で圧延
を終了した後に、Ａ c1 点以下の温度で焼戻すことによ
り、工業的に十分実現可能で、かつ高クロム耐熱鋼とし
て要求される靱性レベルを確保できることを確認した。
接継手のクリープ破断特性が向上する理由について、実
験結果に基づいて説明する。上述したように、この種の
系統の鋼の溶接熱影響部には軟化部が生成されるため、
溶接継手のクリープ破断強度が低下する場合があるが、
その主因が溶接時の溶接熱サイクルにともなうＮｂ，Ｖ
等の炭窒化物の粗大化によるものと考えられることか
ら、溶接の前段階で鋼中のこれら析出物をできるだけ微
細に析出させておくことが必要である。そのためには、
まずスラブ加熱時に、Ｎｂ，Ｖの全量が固溶する温度に
加熱し、冷却後直接焼きもどし処理を行って、予めこれ
ら析出物を微細に分散させることが有効である。したが
ってスラブ加熱温度は１２００℃以上とする必要がある
が、この場合、オーステナイト粒が粗大化して靱性が低
下することが懸念される。そこで熱間圧延条件として１
１２５℃以上の温度域で累積圧下率１０％以上５０％未
満の範囲で種々変化させて、引き続き１１２５℃未満の
温度域でも熱間圧延を行い、８００℃以上の温度で圧延
を終了した後に、Ａ c1 点以下の温度で焼戻すことによ
り、工業的に十分実現可能で、かつ高クロム耐熱鋼とし
て要求される靱性レベルを確保できることを確認した。
【０００９】０．１０Ｃ−０．３４Ｓｉ−０．４４Ｍｎ
−８．５２Ｃｒ−０．９９Ｍｏ−０．２０Ｖ−０．０８
Ｎｂ：０．０１３Ａｌ−０．０４８Ｎ、残部Ｆｅおよび
不可避的不純物からなる１００ｍｍ厚の鋼スラブを用
い、１２５０℃加熱の後、１１２５℃以上の温度域での
累積圧下率を１０％以上５０％未満の範囲で種々変化さ
せて熱間圧延し、引き続き１１２５℃未満の温度域でも
熱間圧延することにより２５ｍｍ厚鋼板とした。なお圧
延終了温度は、ミクロ組織の異方性が顕著となり、その
結果として靱性が低下する恐れのない８００℃以上とし
ている。その後８００℃で１時間の焼きもどし処理を行
い、２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃特性、クリープ破断
特性を調査した。
−８．５２Ｃｒ−０．９９Ｍｏ−０．２０Ｖ−０．０８
Ｎｂ：０．０１３Ａｌ−０．０４８Ｎ、残部Ｆｅおよび
不可避的不純物からなる１００ｍｍ厚の鋼スラブを用
い、１２５０℃加熱の後、１１２５℃以上の温度域での
累積圧下率を１０％以上５０％未満の範囲で種々変化さ
せて熱間圧延し、引き続き１１２５℃未満の温度域でも
熱間圧延することにより２５ｍｍ厚鋼板とした。なお圧
延終了温度は、ミクロ組織の異方性が顕著となり、その
結果として靱性が低下する恐れのない８００℃以上とし
ている。その後８００℃で１時間の焼きもどし処理を行
い、２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃特性、クリープ破断
特性を調査した。
【００１０】図１に０℃の吸収エネルギーにおよぼす１
１２５℃以上の温度域での累積圧下率の影響を示す。図
から明らかなように、焼きもどし後の吸収エネルギー値
は、圧下率１０％以上で２００Ｊ程度と極めて良好で、
焼きならし−焼きもどし処理した従来鋼とほぼ同レベル
の値を示している。
１２５℃以上の温度域での累積圧下率の影響を示す。図
から明らかなように、焼きもどし後の吸収エネルギー値
は、圧下率１０％以上で２００Ｊ程度と極めて良好で、
焼きならし−焼きもどし処理した従来鋼とほぼ同レベル
の値を示している。
【００１１】図２は、本供試鋼をサブマージアーク溶接
して得られた溶接継手のクリープ破断試験結果を６００
℃−１４ｋｇｆ／ｍｍ2のクリープ破断時間で示したも
のである。クリープ破断試験にはφ６×ＧＬ３０ｍｍの
引張試験片を用い、試験片中央に溶接部の溶融線（ボン
ド）がくるように採取している。得られた結果はいずれ
も焼きならし−焼きもどし処理した従来鋼の溶接継手に
比較して高いクリープ破断強度を示しており、そうした
傾向は５０％を下回る累積圧下率でより顕著になってい
る。この理由としては、１１２５℃以上の温度域での累
積圧下率が少ない場合、換言すれば１１２５℃未満での
圧下率が高い場合には、鋼材中に導入される転位密度が
上昇する結果、焼きもどし過程での炭窒化物の析出がよ
り微細となるためと考えられる。
して得られた溶接継手のクリープ破断試験結果を６００
℃−１４ｋｇｆ／ｍｍ2のクリープ破断時間で示したも
のである。クリープ破断試験にはφ６×ＧＬ３０ｍｍの
引張試験片を用い、試験片中央に溶接部の溶融線（ボン
ド）がくるように採取している。得られた結果はいずれ
も焼きならし−焼きもどし処理した従来鋼の溶接継手に
比較して高いクリープ破断強度を示しており、そうした
傾向は５０％を下回る累積圧下率でより顕著になってい
る。この理由としては、１１２５℃以上の温度域での累
積圧下率が少ない場合、換言すれば１１２５℃未満での
圧下率が高い場合には、鋼材中に導入される転位密度が
上昇する結果、焼きもどし過程での炭窒化物の析出がよ
り微細となるためと考えられる。
【００１２】したがって、本発明では加熱温度を１２０
０℃以上の加熱温度を前提として、１１２５℃以上の温
度域で１０％以上５０％未満の熱間加工を加えることと
した。そして、引き続き１１２５℃未満の温度域で熱間
圧延を行い、８００℃以上の温度で圧延を終了し、次い
で通常の焼もどし温度であるＡC1点以下の温度で焼きも
どす。
０℃以上の加熱温度を前提として、１１２５℃以上の温
度域で１０％以上５０％未満の熱間加工を加えることと
した。そして、引き続き１１２５℃未満の温度域で熱間
圧延を行い、８００℃以上の温度で圧延を終了し、次い
で通常の焼もどし温度であるＡC1点以下の温度で焼きも
どす。
【００１３】次に、本発明における各成分元素の限定理
由について述べる。 Ｃ： Ｃは常温および高温の強度を高めるのに有効な元
素であり、高Ｃｒ耐熱鋼として要求される強度レベルか
ら、少なくとも０．０５％を必要とする。しかしＣ量の
増加とともに溶接性が低下するため上限を０．１５％と
する。
由について述べる。 Ｃ： Ｃは常温および高温の強度を高めるのに有効な元
素であり、高Ｃｒ耐熱鋼として要求される強度レベルか
ら、少なくとも０．０５％を必要とする。しかしＣ量の
増加とともに溶接性が低下するため上限を０．１５％と
する。
【００１４】Ｓｉ：は脱酸剤として添加されるが、０．
５％を超えると靱性が低下するため上限を０．５％とす
る。 Ｍｎ： ＭｎはＳを固定し、強度を高めるのに有効な元
素であるが、添加量が多くなるとクリープ破断強度を低
下させるため、その添加量を０．１〜１．０％とする。
５％を超えると靱性が低下するため上限を０．５％とす
る。 Ｍｎ： ＭｎはＳを固定し、強度を高めるのに有効な元
素であるが、添加量が多くなるとクリープ破断強度を低
下させるため、その添加量を０．１〜１．０％とする。
【００１５】Ｃｒ： Ｃｒは耐酸化性、高温強度を向上
させるため８％以上必要であるが、溶接性の低下を回避
するため、１３％以下とする。 Ｍｏ： Ｍｏは固溶強化および析出強化による高温強度
を向上させるが、０．７％未満の添加では効果が顕著で
なく、１．３％を超えると溶接性が低下しコストも高め
るためその添加量を０．７〜１．３％とする。
させるため８％以上必要であるが、溶接性の低下を回避
するため、１３％以下とする。 Ｍｏ： Ｍｏは固溶強化および析出強化による高温強度
を向上させるが、０．７％未満の添加では効果が顕著で
なく、１．３％を超えると溶接性が低下しコストも高め
るためその添加量を０．７〜１．３％とする。
【００１６】Ｖ： ＶはＮｂと同様に析出強化元素であ
って０．０５％以上必要であるが、多量の添加は溶接性
を低下させるため、その添加量を０．０５〜０．３％と
する。
って０．０５％以上必要であるが、多量の添加は溶接性
を低下させるため、その添加量を０．０５〜０．３％と
する。
【００１７】Ｎｂ： Ｎｂは析出強化により高温強度を
向上させるが、０．０１％未満ではその効果が十分では
なく、０．１５％超えでは添加量に応じた効果が得られ
ないため、その添加量を０．０１〜０．１５％とする。
向上させるが、０．０１％未満ではその効果が十分では
なく、０．１５％超えでは添加量に応じた効果が得られ
ないため、その添加量を０．０１〜０．１５％とする。
【００１８】Ａｌ： Ａｌは脱酸剤として添加され、そ
のために０．００３％以上添加されるが、添加量が高く
なるとクリープ破断強度を低下させるため、添加の上限
を０．０５％とする。
のために０．００３％以上添加されるが、添加量が高く
なるとクリープ破断強度を低下させるため、添加の上限
を０．０５％とする。
【００１９】Ｎ： Ｎは強度を向上させるが、０．００
５％未満ではその効果が十分ではなく、また通常の溶製
方法では０．１％超えの添加で鋼塊内に気孔を生成する
ため、その添加量を０．００５〜０．１％とする。
５％未満ではその効果が十分ではなく、また通常の溶製
方法では０．１％超えの添加で鋼塊内に気孔を生成する
ため、その添加量を０．００５〜０．１％とする。
【００２０】以上のような化学組成を有する鋼は転炉、
電気炉で溶製した後、必要に応じて取鍋精錬や真空脱ガ
ス処理を施して得られ、造塊後分塊圧延でスラブとされ
る。スラブは連続鋳造法により溶鋼から直接製造しても
よい。
電気炉で溶製した後、必要に応じて取鍋精錬や真空脱ガ
ス処理を施して得られ、造塊後分塊圧延でスラブとされ
る。スラブは連続鋳造法により溶鋼から直接製造しても
よい。
【００２１】
【実施例】表１に示すＡ〜Ｃの化学組成にて溶製した鋼
片に対し、表２中に示した種々の条件にて熱間加工を施
し、さらに焼きもどしした後、母材については溶接後熱
処理（ＰＷＨＴ）を施してシャルピー衝撃特性を調査
し、また溶接継手については、図３に示す条件にてサブ
マージアーク溶接を行い、ＰＷＨＴを実施した後クリー
プ破断試験を行った。いずれの場合もＰＷＨＴ条件は、
７４０℃×４時間とした。得られた結果を一括して表２
に示す。
片に対し、表２中に示した種々の条件にて熱間加工を施
し、さらに焼きもどしした後、母材については溶接後熱
処理（ＰＷＨＴ）を施してシャルピー衝撃特性を調査
し、また溶接継手については、図３に示す条件にてサブ
マージアーク溶接を行い、ＰＷＨＴを実施した後クリー
プ破断試験を行った。いずれの場合もＰＷＨＴ条件は、
７４０℃×４時間とした。得られた結果を一括して表２
に示す。
【００２２】表２から明らかなように、鋼組成および製
造条件が本発明の範囲にある本発明例では、焼きならし
−焼きもどし処理した従来鋼のみならず、１１２５℃以
上での累積圧下率が５０％以上の比較鋼に比べて、優れ
た衝撃特性−クリープ破断特性バランスを示すことが確
認された。
造条件が本発明の範囲にある本発明例では、焼きならし
−焼きもどし処理した従来鋼のみならず、１１２５℃以
上での累積圧下率が５０％以上の比較鋼に比べて、優れ
た衝撃特性−クリープ破断特性バランスを示すことが確
認された。
【００２３】
【表１】
【００２４】
【表２】
【００２５】
【発明の効果】本発明によれば、良好な靱性を示すばか
りでなく、その溶接継手が優れたクリープ特性を有する
高クロムフェライト耐熱鋼を製造することができる。本
発明によって製造された高クロムフェライト耐熱鋼は高
温高圧で使用される火力発電や化学プラントとして極め
て有用であり、プラントの高効率化等、工業上価値が大
きい。
りでなく、その溶接継手が優れたクリープ特性を有する
高クロムフェライト耐熱鋼を製造することができる。本
発明によって製造された高クロムフェライト耐熱鋼は高
温高圧で使用される火力発電や化学プラントとして極め
て有用であり、プラントの高効率化等、工業上価値が大
きい。
【図１】０℃の吸収エネルギーにおよぼす１１２５℃以
上の温度域での累積圧下率の影響を示すグラフ。
上の温度域での累積圧下率の影響を示すグラフ。
【図２】サブマージアーク溶接継手のクリープ破断試験
結果を６００℃−１４ｋｇｆ／ｍｍ2 でのクリープ破断
時間で示すグラフ。
結果を６００℃−１４ｋｇｆ／ｍｍ2 でのクリープ破断
時間で示すグラフ。
【図３】溶接継手のサブマージアーク溶接条件を示す
図。
図。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 平２−182826（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C21D 8/00 - 8/10 C22C 38/00 - 38/60
Claims (1)
- 【請求項１】 質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１５％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．１〜１．０％、
Ｃｒ：８〜１３％、Ｍｏ：０．７〜１．３％、Ｖ：０．
０１〜０．３％、Ｎｂ：０．０１〜０．１５％、Ａｌ：
０．００３〜０．０５％、Ｎ：０．００５〜０．１％を
含有する高クロムフェライト鋼を、１２００℃以上の温
度に加熱し、１１２５℃以上の温度域で累積圧下率１０
％以上５０％未満の熱間圧延を行い、引き続き１１２５
℃未満の温度域でも熱間圧延を行い、８００℃以上の温
度で圧延を終了し、次いでＡc1点以下の温度で焼戻すこ
とを特徴とする溶接継手のクリープ特性に優れた高クロ
ムフェライト鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14465995A JP3319222B2 (ja) | 1995-06-12 | 1995-06-12 | 溶接継手のクリープ特性に優れた高クロムフェライト鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14465995A JP3319222B2 (ja) | 1995-06-12 | 1995-06-12 | 溶接継手のクリープ特性に優れた高クロムフェライト鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08337813A JPH08337813A (ja) | 1996-12-24 |
| JP3319222B2 true JP3319222B2 (ja) | 2002-08-26 |
Family
ID=15367241
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP14465995A Expired - Fee Related JP3319222B2 (ja) | 1995-06-12 | 1995-06-12 | 溶接継手のクリープ特性に優れた高クロムフェライト鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3319222B2 (ja) |
Families Citing this family (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4023106B2 (ja) | 2001-05-09 | 2007-12-19 | 住友金属工業株式会社 | 溶接熱影響部軟化の小さいフェライト系耐熱鋼 |
| JP4995111B2 (ja) * | 2007-02-09 | 2012-08-08 | 新日本製鐵株式会社 | 溶接熱影響部のクリープ特性に優れたフェライト系耐熱鋼材及び耐熱構造体 |
| JP4995122B2 (ja) * | 2007-03-02 | 2012-08-08 | 新日本製鐵株式会社 | 溶接熱影響部のクリープ特性に優れたフェライト系耐熱鋼材及び耐熱構造体 |
| JP4995131B2 (ja) * | 2007-03-28 | 2012-08-08 | 新日本製鐵株式会社 | 溶接熱影響部のクリープ特性に優れたフェライト系耐熱鋼材及び耐熱構造体 |
| JP4995130B2 (ja) * | 2007-03-29 | 2012-08-08 | 新日本製鐵株式会社 | 溶接熱影響部のクリープ特性に優れたフェライト系耐熱鋼材及び耐熱構造体 |
| JP5835079B2 (ja) * | 2012-04-23 | 2015-12-24 | 新日鐵住金株式会社 | フェライト系耐熱鋼の製造方法 |
-
1995
- 1995-06-12 JP JP14465995A patent/JP3319222B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH08337813A (ja) | 1996-12-24 |
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