JP3368413B2 - 高Ｃｒフェライト系耐熱鋼の製造方法 - Google Patents
高Ｃｒフェライト系耐熱鋼の製造方法Info
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、高Ｃｒフェライト
系耐熱鋼に関するものであり、さらに詳しくは高温にお
けるクリ−プ破断特性および靭性の優れたフェライト系
Ｃｒ含有ボイラ鋼管用鋼の製造方法に関するものであ
る。
系耐熱鋼に関するものであり、さらに詳しくは高温にお
けるクリ−プ破断特性および靭性の優れたフェライト系
Ｃｒ含有ボイラ鋼管用鋼の製造方法に関するものであ
る。
【０００２】
【従来の技術】近年、火力発電においては熱効率を向上
させる観点から蒸気条件の高温高圧化が進められ、現行
の超臨界圧条件から中間スッテプを経て超々臨界圧条件
に引き上げる計画が推進されている。このような発電条
件の動向に伴い、ボイラ管等の材料選択において、耐酸
化性と高温強度の観点から現在使用されている２．２５
Ｃｒ−１Ｍｏ鋼では適用が難かしい。一方、オーステナ
イト系耐熱鋼の適用が考えられるが、コストアップ等の
問題がある。したがって、この二者の間に位置する高強
度高靭性のフェライト系耐熱鋼の開発が望まれている。
させる観点から蒸気条件の高温高圧化が進められ、現行
の超臨界圧条件から中間スッテプを経て超々臨界圧条件
に引き上げる計画が推進されている。このような発電条
件の動向に伴い、ボイラ管等の材料選択において、耐酸
化性と高温強度の観点から現在使用されている２．２５
Ｃｒ−１Ｍｏ鋼では適用が難かしい。一方、オーステナ
イト系耐熱鋼の適用が考えられるが、コストアップ等の
問題がある。したがって、この二者の間に位置する高強
度高靭性のフェライト系耐熱鋼の開発が望まれている。
【０００３】このような事情に鑑みクリ−プ破断強度が
従来材を大幅に上回る新しい鋼種が開発され提案が行な
われている。これまで９Ｃｒ−１Ｍｏ鋼および９Ｃｒ−
２Ｍｏ鋼などの高Ｃｒフェライト系耐熱鋼が提案されて
いるが、これらは何れも上記の超々臨界圧蒸気条件では
クリープ破断強度の点から適用が難しい。
従来材を大幅に上回る新しい鋼種が開発され提案が行な
われている。これまで９Ｃｒ−１Ｍｏ鋼および９Ｃｒ−
２Ｍｏ鋼などの高Ｃｒフェライト系耐熱鋼が提案されて
いるが、これらは何れも上記の超々臨界圧蒸気条件では
クリープ破断強度の点から適用が難しい。
【０００４】これらの要求特性を向上させた鋼が開発さ
れ、（Ｍｏ＋Ｗ）とＮｂ量の関係を定めクリ−プ特性と
靭性の向上を図り、また、クリ−プ強度の向上に最適範
囲のＷ、Ｎｂ添加が有効なことが知られている。しかし
ながら、焼ならし、焼戻し処理に代表される従来の熱処
理方法においては、十分な特性を引き出すことができて
いなかった。
れ、（Ｍｏ＋Ｗ）とＮｂ量の関係を定めクリ−プ特性と
靭性の向上を図り、また、クリ−プ強度の向上に最適範
囲のＷ、Ｎｂ添加が有効なことが知られている。しかし
ながら、焼ならし、焼戻し処理に代表される従来の熱処
理方法においては、十分な特性を引き出すことができて
いなかった。
【０００５】特公平６−７４４５２号公報において、金
属間化合物の析出による強度・靱性の向上が開示されて
いる。しかし、長時間の熱処理により金属間化合物のみ
ならず炭化物も析出し粗大化するため大幅な強度の向上
は期待できず、靱性の低下も懸念されるとともに、コス
トアップにもつながる。
属間化合物の析出による強度・靱性の向上が開示されて
いる。しかし、長時間の熱処理により金属間化合物のみ
ならず炭化物も析出し粗大化するため大幅な強度の向上
は期待できず、靱性の低下も懸念されるとともに、コス
トアップにもつながる。
【０００６】また、特公平２−２６７２１７号公報に焼
入れまたは焼ならし後に低温で中間熱処理を行い残留オ
ーステナイトを完全に分解させて、焼もどしで炭窒化物
を分散させ高温強度を向上させる方法が開示されている
が、残留オーステナイトの完全分解のみでは高温強度の
向上は期待できない。
入れまたは焼ならし後に低温で中間熱処理を行い残留オ
ーステナイトを完全に分解させて、焼もどしで炭窒化物
を分散させ高温強度を向上させる方法が開示されている
が、残留オーステナイトの完全分解のみでは高温強度の
向上は期待できない。
【０００７】また、特公平６−３０６５５０号公報に蒸
気タービン部材において熱処理により結晶粒界およびマ
ルテンサイトラス境界ならびにマルテンサイトラス内部
に２．５〜７％の析出物を析出させ高温強度を向上させ
る方法が開示されているが、粒界あるいは境界に析出す
る場合は大幅な高温強度の向上は期待できないとともに
靱性の低下が懸念される。
気タービン部材において熱処理により結晶粒界およびマ
ルテンサイトラス境界ならびにマルテンサイトラス内部
に２．５〜７％の析出物を析出させ高温強度を向上させ
る方法が開示されているが、粒界あるいは境界に析出す
る場合は大幅な高温強度の向上は期待できないとともに
靱性の低下が懸念される。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記のよう
な従来の欠点を改良して、超々臨界圧ボイラなどで使用
できるよう金属組織の構成比を制御することにより、靭
性としてはシャルピー衝撃試験における０℃の衝撃吸収
エネルギーおよびクリープ破断強度を向上させた高Ｃｒ
フェライト系耐熱鋼を提供することを目的としている。
な従来の欠点を改良して、超々臨界圧ボイラなどで使用
できるよう金属組織の構成比を制御することにより、靭
性としてはシャルピー衝撃試験における０℃の衝撃吸収
エネルギーおよびクリープ破断強度を向上させた高Ｃｒ
フェライト系耐熱鋼を提供することを目的としている。
【０００９】
【課題を解決するための手段】本発明は上述の目的を達
成するために、合金成分の最適化をはかり、ＭｏとＷ量
の添加量を適正化すると同時に、Ｎｉ，ＣｏおよびＣｕ
の積極的な利用等により、δフェライトの生成を抑制
し、熱処理条件の適正化により金属組織の構成比を制御
し、高温強度と靭性のすぐれたフェライト系耐熱鋼を提
供するものである。
成するために、合金成分の最適化をはかり、ＭｏとＷ量
の添加量を適正化すると同時に、Ｎｉ，ＣｏおよびＣｕ
の積極的な利用等により、δフェライトの生成を抑制
し、熱処理条件の適正化により金属組織の構成比を制御
し、高温強度と靭性のすぐれたフェライト系耐熱鋼を提
供するものである。
【００１０】すなわち、重量％で
Ｃ ：０．０１〜０．１５％、 Ｓｉ：０．０１〜０．８０％、
Ｍｎ：０．０５〜１．５０％、 Ｃｒ：８．００〜１３．００％、
Ｍｏ：０．０５〜１．５０％、 Ｗ ：０．０５〜４．００％、
Ｖ ：０．０５〜０．５０％、 Ｎｂ：０．０２〜０．１５％、
Ａｌ：０．００２〜０．０５０％、 Ｎ ：０．０１０〜０．１１０％
を含有し、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０％以
下、Ｏ：０．０１５％以下に制限し、さらに必要に応じ
てＢ：０．００１〜０．０３０％を含有し、さらにＮ
ｉ：０．０１〜３．００％、 Ｃｏ：０．０１〜５．０
０％、Ｃｕ：０．０１〜５．００％の１種以上を含み、
かつ上記成分範囲のＣｒ，Ｎｉ，ＣｏおよびＣｕが Ｃｒ−２Ｎｉ−２Ｃｏ−Ｃｕ≦９ の関係式を満足し、さらに上記成分範囲の Ｎｉ／５９＋Ｃｏ／５９＋Ｎ／（Ｎｂ＋Ｖ）≧Ｍｏ／９
６＋Ｗ／１８４ の関係式を満足し、残部がＦｅおよび不可避の不純物よ
りなる鋼を熱間加工後、［Ａｃ3 点＋５０℃］以上に保
定し室温まで降温する焼きならしを行った後、Ａｃ1 点
以上［Ａｃ1 点＋４０℃］以下の温度範囲で中間熱処理
を行った後、６５０℃以上７３０以下の温度範囲で焼戻
しを行うことを特徴とするフェライト系耐熱鋼の製造方
法である。上記鋼において、Ａｃ1 およびＡｃ3 は下記
式によって計算できる。 Ａｃ1 ＝７２３＋１６．９Ｃｒ＋２９．１Ｓｉ＋６．３８Ｗ−１５Ｍｎ −２５０Ｃ−２５０Ｎ−６０Ｎｉ−２０Ｃｏ−１５Ｃｕ Ａｃ3 ＝９１０＋５０Ｓｉ＋４５Ｍｏ＋４０Ｗ＋１２０Ｖ＋４００Ａｌ −１１Ｃｒ−３０Ｍｎ−１５Ｎｉ−２０Ｃｕ−１００Ｃ−５Ｃｏ
下、Ｏ：０．０１５％以下に制限し、さらに必要に応じ
てＢ：０．００１〜０．０３０％を含有し、さらにＮ
ｉ：０．０１〜３．００％、 Ｃｏ：０．０１〜５．０
０％、Ｃｕ：０．０１〜５．００％の１種以上を含み、
かつ上記成分範囲のＣｒ，Ｎｉ，ＣｏおよびＣｕが Ｃｒ−２Ｎｉ−２Ｃｏ−Ｃｕ≦９ の関係式を満足し、さらに上記成分範囲の Ｎｉ／５９＋Ｃｏ／５９＋Ｎ／（Ｎｂ＋Ｖ）≧Ｍｏ／９
６＋Ｗ／１８４ の関係式を満足し、残部がＦｅおよび不可避の不純物よ
りなる鋼を熱間加工後、［Ａｃ3 点＋５０℃］以上に保
定し室温まで降温する焼きならしを行った後、Ａｃ1 点
以上［Ａｃ1 点＋４０℃］以下の温度範囲で中間熱処理
を行った後、６５０℃以上７３０以下の温度範囲で焼戻
しを行うことを特徴とするフェライト系耐熱鋼の製造方
法である。上記鋼において、Ａｃ1 およびＡｃ3 は下記
式によって計算できる。 Ａｃ1 ＝７２３＋１６．９Ｃｒ＋２９．１Ｓｉ＋６．３８Ｗ−１５Ｍｎ −２５０Ｃ−２５０Ｎ−６０Ｎｉ−２０Ｃｏ−１５Ｃｕ Ａｃ3 ＝９１０＋５０Ｓｉ＋４５Ｍｏ＋４０Ｗ＋１２０Ｖ＋４００Ａｌ −１１Ｃｒ−３０Ｍｎ−１５Ｎｉ−２０Ｃｕ−１００Ｃ−５Ｃｏ
【００１１】
【発明の実施の形態】本発明は未焼戻しマルテンサイト
を導入することにより、靭性の優れた高クリープ破断強
度を有する高Ｃｒフェライト系耐熱鋼の製造方法を提供
するものである。本発明者らは火力発電ボイラのヘッダ
ー等に使用される高Ｃｒフェライト系耐熱鋼の熱処理特
性に着目し、焼ならしと焼戻しの間の中間熱処理の実施
により、中間熱処理後に未焼戻しマルテンサイトを一部
導入することにより、金属組織の構成比を変えてクリー
プ破断強度を向上させることが可能なことを見い出し
た。
を導入することにより、靭性の優れた高クリープ破断強
度を有する高Ｃｒフェライト系耐熱鋼の製造方法を提供
するものである。本発明者らは火力発電ボイラのヘッダ
ー等に使用される高Ｃｒフェライト系耐熱鋼の熱処理特
性に着目し、焼ならしと焼戻しの間の中間熱処理の実施
により、中間熱処理後に未焼戻しマルテンサイトを一部
導入することにより、金属組織の構成比を変えてクリー
プ破断強度を向上させることが可能なことを見い出し
た。
【００１２】さらに、本発明によればクリープ破断強度
ならびに靭性の改善のため、δフェライトが存在しない
マルテンサイト単相組織とするためにＣｒ，Ｎｉ，Ｃｏ
およびＣ量の適正バランスが規定される。本発明者らは
本発明成分範囲内のＣｒ，Ｎｉ，ＣｏおよびＣｕが、 Ｃｒ−２Ｎｉ−２Ｃｏ−Ｃｕ≦９ を満足すればδフェライトの生成を抑制してクリープ強
度ならびに靭性を改善できることを見いだした。
ならびに靭性の改善のため、δフェライトが存在しない
マルテンサイト単相組織とするためにＣｒ，Ｎｉ，Ｃｏ
およびＣ量の適正バランスが規定される。本発明者らは
本発明成分範囲内のＣｒ，Ｎｉ，ＣｏおよびＣｕが、 Ｃｒ−２Ｎｉ−２Ｃｏ−Ｃｕ≦９ を満足すればδフェライトの生成を抑制してクリープ強
度ならびに靭性を改善できることを見いだした。
【００１３】また、さらに
Ｎｉ／５９＋Ｃｏ／５９＋Ｎ／（Ｎｂ＋Ｖ）≧Ｍｏ／９
６＋Ｗ／１８４ の関係式を満足することにより、中間熱処理により、未
焼戻しマルテンサイトを導入できることを見いだした。
６＋Ｗ／１８４ の関係式を満足することにより、中間熱処理により、未
焼戻しマルテンサイトを導入できることを見いだした。
【００１４】本発明において熱処理の各条件を前記のご
とく限定した理由を以下に述べる。焼きならしによる元
素の固溶化の効果を十分に得るために、焼きならしの下
限温度を［Ａｃ3 点＋５０℃］以上とした。また、マル
テンサイト変態を完全に終了させマルテンサイト単相組
織とするために冷却温度完了を室温とした。
とく限定した理由を以下に述べる。焼きならしによる元
素の固溶化の効果を十分に得るために、焼きならしの下
限温度を［Ａｃ3 点＋５０℃］以上とした。また、マル
テンサイト変態を完全に終了させマルテンサイト単相組
織とするために冷却温度完了を室温とした。
【００１５】焼ならし後の中間熱処理により未焼戻しマ
ルテンサイト組織を５％から２０％導入すると同時に焼
戻しマルテンサイト中に析出物を析出させるために中間
熱処理の保定温度をＡｃ1 点以上［Ａｃ1 点＋４０℃］
以下の温度範囲とした。この温度範囲以下の場合、すべ
て焼もどしマルテンサイト組織となり、未焼戻しマルテ
ンサイト組織が導入されず、従来のクリープ破断特性お
よび靱性しか得られない。また、未焼戻しマルテンサイ
トの構成比の増加に伴いクリープ破断強度も向上する
が、この温度範囲以上の場合、未焼戻しマルテンサイト
の構成比が２０％を超えて靱性の低下が生じるため、上
限温度を［Ａｃ1 点＋４０℃］以下とした。
ルテンサイト組織を５％から２０％導入すると同時に焼
戻しマルテンサイト中に析出物を析出させるために中間
熱処理の保定温度をＡｃ1 点以上［Ａｃ1 点＋４０℃］
以下の温度範囲とした。この温度範囲以下の場合、すべ
て焼もどしマルテンサイト組織となり、未焼戻しマルテ
ンサイト組織が導入されず、従来のクリープ破断特性お
よび靱性しか得られない。また、未焼戻しマルテンサイ
トの構成比の増加に伴いクリープ破断強度も向上する
が、この温度範囲以上の場合、未焼戻しマルテンサイト
の構成比が２０％を超えて靱性の低下が生じるため、上
限温度を［Ａｃ1 点＋４０℃］以下とした。
【００１６】焼戻しの温度範囲は析出強化の効果を高め
る析出物および金属間化合物を微細にかつ多量に析出さ
せるために６５０℃以上７３０℃以下の温度範囲とし
た。
る析出物および金属間化合物を微細にかつ多量に析出さ
せるために６５０℃以上７３０℃以下の温度範囲とし
た。
【００１７】本発明において使用した鋼の各成分範囲を
前記のごとく限定した理由を以下に述べる。Ｃは主にＭ
Ｃ（Ｍは合金元素を指す、以下も同じ）およびＭ23Ｃ6
型の炭物として析出し、強度及び靭性に大きな影響を及
ぼす。０．０１％未満では析出量が少なく、析出強化に
不十分であり、０．１５％超では靭性が低下するとも
に、炭化物の凝集粗大化が促進され、高温長時間側のク
リープ破断強度を低下させるので、０．０１〜０．１５
％に限定する。
前記のごとく限定した理由を以下に述べる。Ｃは主にＭ
Ｃ（Ｍは合金元素を指す、以下も同じ）およびＭ23Ｃ6
型の炭物として析出し、強度及び靭性に大きな影響を及
ぼす。０．０１％未満では析出量が少なく、析出強化に
不十分であり、０．１５％超では靭性が低下するとも
に、炭化物の凝集粗大化が促進され、高温長時間側のク
リープ破断強度を低下させるので、０．０１〜０．１５
％に限定する。
【００１８】Ｓｉは脱酸効果，強度確保および耐酸化性
のために添加されるが、靭性に悪影響を及ぼす元素であ
る。したがって脱酸，強度，耐酸化性の点から下限を
０．０１％とし、靭性の点から上限を０．８０％とし
た。Ｍｎは脱酸のためのみでなく強度の改善に必要な元
素であり、最低０．０５％以上の添加が必要である。し
かし、過剰な添加は高温強度および靭性を低下させるた
め上限を１．５０％とした。
のために添加されるが、靭性に悪影響を及ぼす元素であ
る。したがって脱酸，強度，耐酸化性の点から下限を
０．０１％とし、靭性の点から上限を０．８０％とし
た。Ｍｎは脱酸のためのみでなく強度の改善に必要な元
素であり、最低０．０５％以上の添加が必要である。し
かし、過剰な添加は高温強度および靭性を低下させるた
め上限を１．５０％とした。
【００１９】Ｃｒは高温の耐酸化性を確保する上で必要
不可欠な元素であり、マトリックス中へＭ23Ｃ6 型炭化
物を析出させる効果を有し、高温強度を高めている。
８．０％未では高温での耐酸化性が不足となり、高温強
度も低下する。一方、１３．０％以上ではδフェライト
の抑制が難しくなり、強度と靭性の低下が生じるので、
Ｃｒ量を８．０〜１３．０％に限定する。
不可欠な元素であり、マトリックス中へＭ23Ｃ6 型炭化
物を析出させる効果を有し、高温強度を高めている。
８．０％未では高温での耐酸化性が不足となり、高温強
度も低下する。一方、１３．０％以上ではδフェライト
の抑制が難しくなり、強度と靭性の低下が生じるので、
Ｃｒ量を８．０〜１３．０％に限定する。
【００２０】Ｍｏは固溶強化をもたらすと同時に、Ｍ23
Ｃ6 を安定化させ、高温強度をさせる。０．０５％未満
では効果が小さく、１．５０％超ではδフェライトの生
成を促進すると同時に、Ｍ6 ＣとＬａｖｅｓ相の析出お
よび凝集粗大化を促進させるので、０．０５〜１．５０
％とした。
Ｃ6 を安定化させ、高温強度をさせる。０．０５％未満
では効果が小さく、１．５０％超ではδフェライトの生
成を促進すると同時に、Ｍ6 ＣとＬａｖｅｓ相の析出お
よび凝集粗大化を促進させるので、０．０５〜１．５０
％とした。
【００２１】Ｗは固溶強化とＭ23Ｃ6 の微細析出に寄与
すると同時に、炭化物の凝集粗大化を抑制し、高温長時
間側のクリープ破断強度を著しく向上させる。最低０．
０５％以上が必要であるが、４．０％を越えると、δフ
ェライトと粗大なＬａｖｅｓ相が生成しやすくなり、高
温強度と靭性を低下させるため、０．０５〜４．０％と
した。
すると同時に、炭化物の凝集粗大化を抑制し、高温長時
間側のクリープ破断強度を著しく向上させる。最低０．
０５％以上が必要であるが、４．０％を越えると、δフ
ェライトと粗大なＬａｖｅｓ相が生成しやすくなり、高
温強度と靭性を低下させるため、０．０５〜４．０％と
した。
【００２２】Ｖは析出強化元素として微細な炭窒化物を
析出し、高温強度を高める。０．０５％未満では効果が
不十分であり、０．５０％超ではＶ（Ｃ，Ｎ）の粗大化
を招くだけではなく、Ｍ23Ｃ6 として析出しうるＣ量を
減少させ、高温強度を低下させるので、０．０５〜０．
５０％に限定する。
析出し、高温強度を高める。０．０５％未満では効果が
不十分であり、０．５０％超ではＶ（Ｃ，Ｎ）の粗大化
を招くだけではなく、Ｍ23Ｃ6 として析出しうるＣ量を
減少させ、高温強度を低下させるので、０．０５〜０．
５０％に限定する。
【００２３】Ｎｂは炭窒化物として析出し、高温強度を
高めるとともに、組織微細化の作用により靭性を改善す
るため、最低０．０２％が必要である。しかし０．１５
％を超えて過剰添加すると、焼きならし温度ではマトリ
ックスに完全に固溶しきれず、十分な強化効果が得られ
ないので、０．０２〜０．１５％に限定する。
高めるとともに、組織微細化の作用により靭性を改善す
るため、最低０．０２％が必要である。しかし０．１５
％を超えて過剰添加すると、焼きならし温度ではマトリ
ックスに完全に固溶しきれず、十分な強化効果が得られ
ないので、０．０２〜０．１５％に限定する。
【００２４】Ｎは窒化物または炭窒化物を析出させ、高
温強度を高める重要な元素の一つである。０．０１％以
上の添加により効果を発揮するが、０．１１％を超える
と、窒化物の粗大化と靭性の低下をもたらすだけではな
く、製造上も困難となるため、０．０１〜０．１１％に
限定する。
温強度を高める重要な元素の一つである。０．０１％以
上の添加により効果を発揮するが、０．１１％を超える
と、窒化物の粗大化と靭性の低下をもたらすだけではな
く、製造上も困難となるため、０．０１〜０．１１％に
限定する。
【００２５】Ａｌは脱酸材として使われるが、その量は
結晶粒径や機械的性質に大きな影響を及ぼす。０．００
２％未満では脱酸材として不十分で、０．０５％超では
クリープ破断強が低下するので、０．００２〜０．０５
０％に限定する。
結晶粒径や機械的性質に大きな影響を及ぼす。０．００
２％未満では脱酸材として不十分で、０．０５％超では
クリープ破断強が低下するので、０．００２〜０．０５
０％に限定する。
【００２６】Ｐは焼き戻し脆化および再熱割れ感受性に
悪影響を及ぼすため上限を０．０３０％とした。Ｓは靭
性劣化，異方性および再熱割れ感受性の増大の原因とな
るので上限を０．０１０％とした。Ｏは靭性に悪影響を
及ぼす酸化物の生成の原因となるので上限を０．０１５
％とした。
悪影響を及ぼすため上限を０．０３０％とした。Ｓは靭
性劣化，異方性および再熱割れ感受性の増大の原因とな
るので上限を０．０１０％とした。Ｏは靭性に悪影響を
及ぼす酸化物の生成の原因となるので上限を０．０１５
％とした。
【００２７】Ｎｉはオーステナイト生成元素であり、δ
フェライトの生成を抑制する効果を有し、靭性の改善に
も有効であり、最低０．０１％が必要である。しかし、
３．００％超では析出物の凝集粗大化をまねき、長時間
側のクリープ破断強度が低下するため上限を３．００％
とした。
フェライトの生成を抑制する効果を有し、靭性の改善に
も有効であり、最低０．０１％が必要である。しかし、
３．００％超では析出物の凝集粗大化をまねき、長時間
側のクリープ破断強度が低下するため上限を３．００％
とした。
【００２８】Ｃｏの積極的な利用は本発明の大きな特徴
の一つである。Ｃｏはオーステナイト生成元素であり、
δフェライトの生成を抑制すると同時に、析出物を安定
化させ、高温強度を高める。０．０１％未満では効果が
小さく、また５．００％超ではコストが高く、脆化も起
こりやすくなるので、０．０１〜５．００％に限定す
る。
の一つである。Ｃｏはオーステナイト生成元素であり、
δフェライトの生成を抑制すると同時に、析出物を安定
化させ、高温強度を高める。０．０１％未満では効果が
小さく、また５．００％超ではコストが高く、脆化も起
こりやすくなるので、０．０１〜５．００％に限定す
る。
【００２９】Ｃｕはオーステナイト生成元素であり、δ
フェライトの生成を抑制する。０．０１％未満では効果
が小さく、また５．００％超では脆化も起こりやすくな
るので、０．０１〜５．００％に限定する。
フェライトの生成を抑制する。０．０１％未満では効果
が小さく、また５．００％超では脆化も起こりやすくな
るので、０．０１〜５．００％に限定する。
【００３０】本発明法による鋼は鋼管のみならず、厚板
および薄板の形で提供することも可能であり、熱処理を
施した板を用いて種々の耐熱材料の形状で使用すること
が可能である。また、この発明鋼の熱間加工の例として
圧延が挙げられるが、発明の効果は鍛造等でも変わら
ず、熱間加工の手法にはよらない。
および薄板の形で提供することも可能であり、熱処理を
施した板を用いて種々の耐熱材料の形状で使用すること
が可能である。また、この発明鋼の熱間加工の例として
圧延が挙げられるが、発明の効果は鍛造等でも変わら
ず、熱間加工の手法にはよらない。
【００３１】
【実施例】表１に供試鋼の化学成分を示す。これらの鋼
を真空炉で溶解し、熱間圧延にて板厚１５mmの板を製造
し、図１，図２および表２に示す条件で熱処理を行っ
た。尚、図１は本発明熱処理方法を、図２は従来熱処理
方法を示す図面である。
を真空炉で溶解し、熱間圧延にて板厚１５mmの板を製造
し、図１，図２および表２に示す条件で熱処理を行っ
た。尚、図１は本発明熱処理方法を、図２は従来熱処理
方法を示す図面である。
【００３２】
【表１】
【００３３】
【表２】
【００３４】それぞれの熱処理を行った板材の板厚中心
部より試験片を採取し、クリープ破断試験および衝撃試
験を実施した。図３は６００℃×1 万時間までのデータ
で直線外挿して求めた６００℃×１０万時間クリ−プ破
断推定強度に与える熱処理条件の影響を示す。本発明方
法で鋼を製造するとクリ−プ破断強度が低下することは
なく、目標値の１５０ＭＰａを上回っている。
部より試験片を採取し、クリープ破断試験および衝撃試
験を実施した。図３は６００℃×1 万時間までのデータ
で直線外挿して求めた６００℃×１０万時間クリ−プ破
断推定強度に与える熱処理条件の影響を示す。本発明方
法で鋼を製造するとクリ−プ破断強度が低下することは
なく、目標値の１５０ＭＰａを上回っている。
【００３５】
【発明の効果】以上のごとく、本発明法による鋼は従来
のフェライト系耐熱鋼に比べ、装置の高温化，高圧化に
対応できる高温強度の増大を達成した鋼であり、靭性等
実用上の特性も優れており、超々臨界圧火力発電、原子
力発電など多くの分野への適用ができ、産業界に貢献す
るところが極めて大きい。
のフェライト系耐熱鋼に比べ、装置の高温化，高圧化に
対応できる高温強度の増大を達成した鋼であり、靭性等
実用上の特性も優れており、超々臨界圧火力発電、原子
力発電など多くの分野への適用ができ、産業界に貢献す
るところが極めて大きい。
【図１】本発明の熱処理方法を示す図表である。
【図２】従来の熱処理方法を示す図表である。
【図３】本発明法による鋼と従来鋼とのクリープ破断強
度を比較して示す図表である。
度を比較して示す図表である。
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(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C21D 6/00
C22C 38/00 - 38/60
Claims (2)
- 【請求項１】重量％で Ｃ ：０．０１〜０．１５％、 Ｓｉ：０．０１〜０．８０％、 Ｍｎ：０．０５〜１．５０％、 Ｃｒ：８．００〜１３．００％、 Ｍｏ：０．０５〜１．５０％、 Ｗ ：０．０５〜４．００％、 Ｖ ：０．０５〜０．５０％、 Ｎｂ：０．０２〜０．１５％、 Ａｌ：０．００２〜０．０５０％、 Ｎ ：０．０１０〜０．１１０％ を含有し、 Ｐ ：０．０３０％以下、 Ｓ ：０．０１０％以下、 Ｏ ：０．０１５％以下 に制限し、さらに Ｎｉ：０．０１〜３．００％、 Ｃｏ：０．０１〜５．００％、 Ｃｕ：０．０１〜５．００％ の１種以上を含み、残部がＦｅおよび不可避の不純物よ
りなり、かつ上記成分範囲のＣｒ，Ｎｉ，ＣｏおよびＣ
ｕが、 Ｃｒ−２Ｎｉ−２Ｃｏ−Ｃｕ≦９ の関係式を満足し、さらに上記成分範囲の Ｎｉ／５９＋Ｃｏ／５９＋Ｎ／（Ｎｂ＋Ｖ）≧Ｍｏ／９
６＋Ｗ／１８４ の関係式を満足し、残部がＦｅおよび不可避の不純物よ
りなる鋼を熱間加工後、［Ａｃ3 点＋５０℃］以上に保
定し室温まで降温する焼きならしを行った後、Ａｃ1 点
以上［Ａｃ1 点＋４０℃］以下の温度範囲で中間熱処理
を行った後、６５０℃以上７３０以下の温度範囲で焼戻
しを行うことを特徴とするフェライト系耐熱鋼の製造方
法。 - 【請求項２】重量％で Ｃ ：０．０１〜０．１５％、 Ｓｉ：０．０１〜０．８０％、 Ｍｎ：０．０５〜１．５０％、 Ｃｒ：８．００〜１３．００％、 Ｍｏ：０．０５〜１．５０％、 Ｗ ：０．０５〜４．００％、 Ｖ ：０．０５〜０．５０％、 Ｎｂ：０．０２〜０．１５％、 Ａｌ：０．００２〜０．０５０％、 Ｎ ：０．０１０〜０．１１０％ を含有し、 Ｐ：０．０３０％以下、 Ｓ：０．０１０％以下、 Ｏ：０．０１５％以下 に制限し、さらに Ｂ：０．００１〜０．０３０％ を含有し、さらに Ｎｉ：０．０１〜３．００％、 Ｃｏ：０．０１〜５．００％、 Ｃｕ：０．０１〜５．００％ の１種以上をも含み、残部がＦｅおよび不可避の不純物
よりなり、かつ上記成分範囲のＣｒ，Ｎｉ，Ｃｏおよび
Ｃｕが、 Ｃｒ−２Ｎｉ−２Ｃｏ−Ｃｕ≦９ の関係式を満足し、さらに上記成分範囲の Ｎｉ／５９＋Ｃｏ／５９＋Ｎ／（Ｎｂ＋Ｖ）≧Ｍｏ／９
６＋Ｗ／１８４ の関係式を満足し、残部がＦｅおよび不可避の不純物よ
りなる鋼を熱間加工後、［Ａｃ3 点＋５０℃］以上に保
定し室温まで降温する焼きならしを行った後、Ａｃ1 点
以上［Ａｃ1 点＋４０℃］以下の温度範囲で中間熱処理
を行った後、６５０℃以上７３０以下の温度範囲で焼戻
しを行うことを特徴とするフェライト系耐熱鋼の製造方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10488796A JP3368413B2 (ja) | 1996-04-25 | 1996-04-25 | 高Ｃｒフェライト系耐熱鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10488796A JP3368413B2 (ja) | 1996-04-25 | 1996-04-25 | 高Ｃｒフェライト系耐熱鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09291308A JPH09291308A (ja) | 1997-11-11 |
| JP3368413B2 true JP3368413B2 (ja) | 2003-01-20 |
Family
ID=14392695
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10488796A Expired - Fee Related JP3368413B2 (ja) | 1996-04-25 | 1996-04-25 | 高Ｃｒフェライト系耐熱鋼の製造方法 |
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|---|---|
| JP (1) | JP3368413B2 (ja) |
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|---|---|---|---|---|
| KR100503548B1 (ko) * | 2000-05-31 | 2005-07-25 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 초기 녹발생 방지성, 가공성 및 용접성이 우수한 철-크롬합금 |
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| WO2014207656A1 (en) | 2013-06-25 | 2014-12-31 | Tenaris Connections Ltd. | High-chromium heat-resistant steel |
| CN108998638B (zh) * | 2018-09-13 | 2019-10-08 | 天津重型装备工程研究有限公司 | 一种620℃以上超超临界汽轮机铸件的热处理方法 |
-
1996
- 1996-04-25 JP JP10488796A patent/JP3368413B2/ja not_active Expired - Fee Related
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|---|---|
| JPH09291308A (ja) | 1997-11-11 |
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