JPH02200756A - 加工性に優れた高強度耐熱鋼 - Google Patents
加工性に優れた高強度耐熱鋼Info
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- JPH02200756A JPH02200756A JP1022032A JP2203289A JPH02200756A JP H02200756 A JPH02200756 A JP H02200756A JP 1022032 A JP1022032 A JP 1022032A JP 2203289 A JP2203289 A JP 2203289A JP H02200756 A JPH02200756 A JP H02200756A
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Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
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- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
-
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- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C30/00—Alloys containing less than 50% by weight of each constituent
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
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- C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
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- C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
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- Mechanical Engineering (AREA)
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- Organic Chemistry (AREA)
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
（産業上の利用分野）
本発明はおよそ７００’Ｃ〜１１５０″Ｃ程度の高温環
境で優れた高温強度特性を有し、かつ、加工性に優れた
耐熱鋼番こ関するものである。
境で優れた高温強度特性を有し、かつ、加工性に優れた
耐熱鋼番こ関するものである。
（従来の技術）
化学工業用材料として従来広く使用されている１１に４
０ （２５Ｃｒ−２ＯＮｉ耐熱鋳鋼）は、エチレンプラ
ントの分解炉管や水素製造用の改質炉管等の高温装！用
材料としても用いられているが、遠心鋳造管であるため
、細径、薄肉および長尺の管の製造が麹しく、また延性
、靭性が低いなどの問題がある。
０ （２５Ｃｒ−２ＯＮｉ耐熱鋳鋼）は、エチレンプラ
ントの分解炉管や水素製造用の改質炉管等の高温装！用
材料としても用いられているが、遠心鋳造管であるため
、細径、薄肉および長尺の管の製造が麹しく、また延性
、靭性が低いなどの問題がある。
−・方、鍛伸管材料としてはＡ１１ｏｙ８００Ｈ（０，
０８Ｃ−２０Ｃｒ−３２Ｎｉ−０，４Ｔｉ−０，４＾ｌ
）が知られているが、高温強度が不充分である。
０８Ｃ−２０Ｃｒ−３２Ｎｉ−０，４Ｔｉ−０，４＾ｌ
）が知られているが、高温強度が不充分である。
近年、特にエチレンブラ：／トにおいては、収率向上の
点より、反応温度の高温化指向が強くなってきており、
分解炉管材料の高温強度特性に対する要求が一段と強く
なっている。
点より、反応温度の高温化指向が強くなってきており、
分解炉管材料の高温強度特性に対する要求が一段と強く
なっている。
遠心鋳造管では、１１に４０より高強度を有する材料と
して、ＩＰ、 １ｌＰ−Ｎｂ、肝−Ｎｈ、ＷＳＢＳτ等
いくつかの新Ｕ、い合金が開発されている。このような
材ｒｌに相当する鍛伸管材料としては、ハ入テｌコイＸ
（０，０６Ｃ−２１Ｃｒ−９Ｍｏ−ＩＣｏ−４ＪｆＮｉ
） ５、インコネル６１７（０，０６Ｃ２１Ｃｒ−８，
５Ｍｏ−１２Ｃｏ−ＩＡｆｆｉ −残！１ｉ）やインコ
ネル６２５（０，０４Ｃ−２１Ｃｒ−９Ｍｏ−３，５Ｃ
Ｎｂ−残Ｎｌ）のようなＮ１基耐熱合金の適用が名えら
れるが、高価な元素であるＭｏやＮｉを多量に含んでい
るため、経済性や加工性の点で問題がある。
して、ＩＰ、 １ｌＰ−Ｎｂ、肝−Ｎｈ、ＷＳＢＳτ等
いくつかの新Ｕ、い合金が開発されている。このような
材ｒｌに相当する鍛伸管材料としては、ハ入テｌコイＸ
（０，０６Ｃ−２１Ｃｒ−９Ｍｏ−ＩＣｏ−４ＪｆＮｉ
） ５、インコネル６１７（０，０６Ｃ２１Ｃｒ−８，
５Ｍｏ−１２Ｃｏ−ＩＡｆｆｉ −残！１ｉ）やインコ
ネル６２５（０，０４Ｃ−２１Ｃｒ−９Ｍｏ−３，５Ｃ
Ｎｂ−残Ｎｌ）のようなＮ１基耐熱合金の適用が名えら
れるが、高価な元素であるＭｏやＮｉを多量に含んでい
るため、経済性や加工性の点で問題がある。
かかる現状にあって、各種の高温機器の反応効率の向１
や操業の安定化のために、高温強度特性に優れ、し５か
も小径長尺管の製造が回前な鍛伸管材料の開発が強く望
まれている。
や操業の安定化のために、高温強度特性に優れ、し５か
も小径長尺管の製造が回前な鍛伸管材料の開発が強く望
まれている。
（発明が解決しようとする課題）
分解炉管や改質炉■材オ゛゛１は、約７００°Ｃから１
１５０゛Ｃ程度の掬めて高い温度Ｆで使用されるために
、高温強度、特にクリーブ破断強度に優れる材料が要求
される。このような環境下では、先に述べたように遠心
鋳造管が主に用いられているが、これは、高温強度が優
れかつ、経済性に優れているからである。し２かし、遠
心鋳造法では細径薄肉で長尺の管を製造することは困難
で、また遠心鋳造管そのものも低延性、低靭性という大
きな欠点をイ１している。
１５０゛Ｃ程度の掬めて高い温度Ｆで使用されるために
、高温強度、特にクリーブ破断強度に優れる材料が要求
される。このような環境下では、先に述べたように遠心
鋳造管が主に用いられているが、これは、高温強度が優
れかつ、経済性に優れているからである。し２かし、遠
心鋳造法では細径薄肉で長尺の管を製造することは困難
で、また遠心鋳造管そのものも低延性、低靭性という大
きな欠点をイ１している。
、Ｆ記のような遠心鋳造管材料のＣｌはいずれも０．４
〜０．５％と高いが、これは、凝固粒界に共晶炭化物を
連続析出させることｌこより高強度化をはかっているか
らである。
〜０．５％と高いが、これは、凝固粒界に共晶炭化物を
連続析出させることｌこより高強度化をはかっているか
らである。
一力、鍛伸管では、製造途中で共晶戻化物組織が消失し
、最終熱処理時には過剰のＣが未固溶析出物とし一ζ残
存し、何ら強化に寄与しない、換バＪれば、鍛伸管材料
の場合には共晶炭化物による強化は利用できないため、
他の強化方法を考える必要がある。
、最終熱処理時には過剰のＣが未固溶析出物とし一ζ残
存し、何ら強化に寄与しない、換バＪれば、鍛伸管材料
の場合には共晶炭化物による強化は利用できないため、
他の強化方法を考える必要がある。
本発明者らは、先に、粒界強化元素や固溶強化元票利用
により高強度化を図った耐熱鋼鍛伸材を提案しまた（特
開昭５７−２３０５０号公報）、その耐熱鋼は、鍛伸管
材料のＡ１１ｏｙ８００ｔｌや遠心鋳造管材料の１１Ｘ
４０より優れた高温強度を有し、靭性も良好でかつ、細
径薄肉長尺管の製造が可能なものであるが、７さらに高
強度化す゛るには固溶強化元素のＭｏやＷ景を増加させ
る必要がある。但し７、この場合には加工性が劣化する
と共に、紡織安定性確保のためにｓｉ量もさらに増加さ
せる必要があり、経済性の点で問題がある。
により高強度化を図った耐熱鋼鍛伸材を提案しまた（特
開昭５７−２３０５０号公報）、その耐熱鋼は、鍛伸管
材料のＡ１１ｏｙ８００ｔｌや遠心鋳造管材料の１１Ｘ
４０より優れた高温強度を有し、靭性も良好でかつ、細
径薄肉長尺管の製造が可能なものであるが、７さらに高
強度化す゛るには固溶強化元素のＭｏやＷ景を増加させ
る必要がある。但し７、この場合には加工性が劣化する
と共に、紡織安定性確保のためにｓｉ量もさらに増加さ
せる必要があり、経済性の点で問題がある。
本発明の目的（、よ、高（面な強化元素としての！ｔｏ
やＷ、＆ｉ！織安定化元素としてのＮ１を徒Ｃ増加させ
ることなく高温強度の改善をはかり、加工性と経済性に
（すれる高強度耐熱鋼を提供することにある。
やＷ、＆ｉ！織安定化元素としてのＮ１を徒Ｃ増加させ
ることなく高温強度の改善をはかり、加工性と経済性に
（すれる高強度耐熱鋼を提供することにある。
（！１題を解決するための手段）
本願の第１の発明は、下記の高強度耐熱鋼を要旨とする
。
。
を重量％で、
Ｃ，：０．０５．〜０．３０％７
Ｓｉ： ３％以下、
Ｍｌｌ： １０％以下、
Ｃｒ： １５〜３５％、
Ｎｌ： １５〜５０％、
ｈ： ０．００１〜０．０２％、
更に、１う： ｏ、ｏｏｉ 〜ｏ、ｏｉ％とＺｒ：０．
００１〜０．１０％の中の１ｍ又は２１３１、 およ、びＴｉ：０．０５ヘ一１％とＮｂ：０．１〜２％
とＡｌ＝０．０５〜１％の中の１種または２１ｆｆｉ以
上、を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物から成
り、不純物の酸素が５０ｐｐｍ以下、窒素が２００ｐｐ
ｍ以下で、オーステナイト結晶粒度番号が４以下である
ことを特徴とする加工性に優れた高強度耐熱鋼」 木１１の第２の発明は、上記の合金成分に加えて更ＫＳ
Ｍｏ；０．０５□”３％とＷ：０．５〜３％の１種また
は２種（但し、ＭｏとＷの両者を含む場合はＭｏ＋１．
／２Ｗ：０．５〜３．０％）を含有する加工性に優れた
高強度耐熱鋼、を要旨とする。
００１〜０．１０％の中の１ｍ又は２１３１、 およ、びＴｉ：０．０５ヘ一１％とＮｂ：０．１〜２％
とＡｌ＝０．０５〜１％の中の１種または２１ｆｆｉ以
上、を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物から成
り、不純物の酸素が５０ｐｐｍ以下、窒素が２００ｐｐ
ｍ以下で、オーステナイト結晶粒度番号が４以下である
ことを特徴とする加工性に優れた高強度耐熱鋼」 木１１の第２の発明は、上記の合金成分に加えて更ＫＳ
Ｍｏ；０．０５□”３％とＷ：０．５〜３％の１種また
は２種（但し、ＭｏとＷの両者を含む場合はＭｏ＋１．
／２Ｗ：０．５〜３．０％）を含有する加工性に優れた
高強度耐熱鋼、を要旨とする。
本発明の耐熱鋼は、加工性の改善と経済性の而から、特
に、強化元素として有効なＭｏやＷの添加を避けるか、
もしくはその添加量を最小限度に抑えながら、不純物で
ある酸素の量をｓｏｐｐｍ以下、窒素の量、ｔ、 ２０
０ｐｐ−以下にそれぞれ制限し、かつオーステナイト結
晶粒度を石４以下に限定することにより、約り００℃〜
ｌｌ５０℃程度の超高温下におりる優れた高温強度特性
をもたせたものである。
に、強化元素として有効なＭｏやＷの添加を避けるか、
もしくはその添加量を最小限度に抑えながら、不純物で
ある酸素の量をｓｏｐｐｍ以下、窒素の量、ｔ、 ２０
０ｐｐ−以下にそれぞれ制限し、かつオーステナイト結
晶粒度を石４以下に限定することにより、約り００℃〜
ｌｌ５０℃程度の超高温下におりる優れた高温強度特性
をもたせたものである。
以下、合金成分の種類と含を量ならびにオーステナイト
結晶粒度を上記のように定めた理由およびその作用効果
を説明する。
結晶粒度を上記のように定めた理由およびその作用効果
を説明する。
（作用）
ＣＸｌ熱鋼として必要な引張強さおよびクリープ破断強
度を向」二させるのに有効な元素であり、０．０５％以
上必要であるが、０．３０％を趙えると固溶化熱処理時
に未固溶炭化物が残存し、高温強度の改善に寄与しなく
なる。さらに結晶粒の成長も妨げるので０．０５〜０．
３０％が適正含有量である。
度を向」二させるのに有効な元素であり、０．０５％以
上必要であるが、０．３０％を趙えると固溶化熱処理時
に未固溶炭化物が残存し、高温強度の改善に寄与しなく
なる。さらに結晶粒の成長も妨げるので０．０５〜０．
３０％が適正含有量である。
Ｓト脱酸元素として必要であるが、さらに、耐酸化性や
耐浸炭性の向上にも有効な元素である。
耐浸炭性の向上にも有効な元素である。
しかし、含有量が３％を越えると加工性、溶接性および
組織安定性が劣化するので３％以下とした。
組織安定性が劣化するので３％以下とした。
特に耐浸炭性が要求される場合には、１％以上のＳｌを
含有させるのがよい。
含有させるのがよい。
Ｈｎ：脱酸および加工性改善に有効な元素である。
また、オーステナイト安定化元素でもあるため、Ｎ１の
一部をＭ口で置きかえることもできる。しかし、過剰に
添加すると加工性が劣化するので１０％以下とした。
一部をＭ口で置きかえることもできる。しかし、過剰に
添加すると加工性が劣化するので１０％以下とした。
Ｃｒ：耐酸化性確保のための主要な元素である。
少なくとも１５％以」二含有させる必要があり、２０％
以上の含有量が望ましい、耐酸化性や耐浸炭性の点から
はＣｒ１ｌが多い程好まし、いが、３５％以上になると
加工性とｌ！織安定性が劣化するので１５〜３５％とし
た。
以上の含有量が望ましい、耐酸化性や耐浸炭性の点から
はＣｒ１ｌが多い程好まし、いが、３５％以上になると
加工性とｌ！織安定性が劣化するので１５〜３５％とし
た。
Ｎｔ： Ｎｉは、Ｃｒ、、Ｓｉ、、−〇、、Ｗ等のフェ
ライト生成元素の添加量に応じて安定したオーステナイ
ト相を得るために必要な元素である６本発明では経済性
も考慮して１５〜５０％とした。
ライト生成元素の添加量に応じて安定したオーステナイ
ト相を得るために必要な元素である６本発明では経済性
も考慮して１５〜５０％とした。
Ｔｉ、、Ｎｂ、 ＡＮ：高温強度、特にクリープ破断
強度改善に有効な元素であり、その効果を充分発揮させ
るには、Ｔｉは０９０５％以上、Ｎｂは０．１％以上、
Ａｆは０，０５％以上必要である。但し、１％を趙える
ＴｌまたはＡ２．２％を超えるＮｂを含有させζも強度
改善効果は飽和し、加工性や溶接性を劣化させるので、
Ｔｌ：０．０５−１％、Ｎｂ：０．１〜２％、Ａｌ１０
．０５〜１％とした。これらは単独で添加しても、また
２１１ｍ以上を複合添加してもよい。
強度改善に有効な元素であり、その効果を充分発揮させ
るには、Ｔｉは０９０５％以上、Ｎｂは０．１％以上、
Ａｆは０，０５％以上必要である。但し、１％を趙える
ＴｌまたはＡ２．２％を超えるＮｂを含有させζも強度
改善効果は飽和し、加工性や溶接性を劣化させるので、
Ｔｌ：０．０５−１％、Ｎｂ：０．１〜２％、Ａｌ１０
．０５〜１％とした。これらは単独で添加しても、また
２１１ｍ以上を複合添加してもよい。
Ｂ、Ｚｒ：’いずれも粒界強化元素として有効である。
特に７００°Ｃ程度以上の高温域では粒界破壊が支配的
になるため、これらの元素の添加はその防止に効果杏発
揮する。この効果を得るにはいずれも０．００１％以上
必要であるが過剰添加すると溶接性が劣化するため、Ｂ
：０．００１〜ｏ、ｏｉ％、Ｚｒ：０．００１〜０．
１０％とした。ＢとＺｒも、いずれか一つの添加でも、
また、両方の複合添加でもよい。
になるため、これらの元素の添加はその防止に効果杏発
揮する。この効果を得るにはいずれも０．００１％以上
必要であるが過剰添加すると溶接性が劣化するため、Ｂ
：０．００１〜ｏ、ｏｉ％、Ｚｒ：０．００１〜０．
１０％とした。ＢとＺｒも、いずれか一つの添加でも、
また、両方の複合添加でもよい。
阿ｇ：加工性改善に有効な元素であるが、クリープ破断
強度の改善にも寄与する。その効果を発揮させるために
は０．００１％以上必要であるが、０．０２％を超えて
含有されるとクリープ破断強度が再び低下するのでｏ、
ｏｏｉ〜０，０２％とした。
強度の改善にも寄与する。その効果を発揮させるために
は０．００１％以上必要であるが、０．０２％を超えて
含有されるとクリープ破断強度が再び低下するのでｏ、
ｏｏｉ〜０，０２％とした。
本願の第五発明の綱は、上記成分の外は不可避不純物と
Ｐｅから成る。不可避不純物のうち、Ｐは０．０１５％
以下、Ｓは０．００３％以下とするのが望ましい。
Ｐｅから成る。不可避不純物のうち、Ｐは０．０１５％
以下、Ｓは０．００３％以下とするのが望ましい。
不純物の中で、特に酸素と酸素の含有量を抑えることが
重要である。酸素含有量の低減はクリープ破断強度およ
びクリープ破断延性の改善に罹めて有効である。後述の
実施例で明らかにするとおり、酸素含有量を５０ｐｐ−
以下に制限することにより上記の性質が飛躍的に改善さ
れる。クリープ破断試験後のＩｆｌ織観察から判断する
と、低酸素化することにより粒界亀裂が激減しており、
粒界が強化されているものと考えられる。
重要である。酸素含有量の低減はクリープ破断強度およ
びクリープ破断延性の改善に罹めて有効である。後述の
実施例で明らかにするとおり、酸素含有量を５０ｐｐ−
以下に制限することにより上記の性質が飛躍的に改善さ
れる。クリープ破断試験後のＩｆｌ織観察から判断する
と、低酸素化することにより粒界亀裂が激減しており、
粒界が強化されているものと考えられる。
窒素は、この種の鋼には通常２５０〜４００ ｐｐｍ程
度含有されているが、これを２００ｐｐｓ＋以下におさ
えることによってクリープ破断強度と延性が大幅に改善
される。これは、本発明の綱では強化元素とし５°ζＴ
＋、、Ｎｂ、 Ａｊ！が含有されているが、上記のよ
うに低窒素化することにより、介在物として結合ｒるＴ
ｉ、、Ｎｂ、 ＡｌＯ量が減少し、強化に有効なＴ１
、Ｎｂ、＾ｒの量が増えることに起因していると考えら
れる。窒素含有量は１５０ｐｐｍ以下に抑えるのが一層
望ましい。
度含有されているが、これを２００ｐｐｓ＋以下におさ
えることによってクリープ破断強度と延性が大幅に改善
される。これは、本発明の綱では強化元素とし５°ζＴ
＋、、Ｎｂ、 Ａｊ！が含有されているが、上記のよ
うに低窒素化することにより、介在物として結合ｒるＴ
ｉ、、Ｎｂ、 ＡｌＯ量が減少し、強化に有効なＴ１
、Ｎｂ、＾ｒの量が増えることに起因していると考えら
れる。窒素含有量は１５０ｐｐｍ以下に抑えるのが一層
望ましい。
本願の第２の発明の綱は、更にＭｏまたは／およびＷを
含有する。
含有する。
ＭｏとＷは、いずれも固溶強化元素として高温強度向上
に有効であり、その効果を発揮させるためには少なくと
も０．５％以上必要である。高温強度の点からは添加量
が多い程望ましいが、これらの添加によって加工性が損
なわれるとともに、オーステナイト相を安定させるため
のＮ１添加量の増加も余儀なくされ、経済性の点で不利
になる。従っ°ζ本発明ではＭｏは０．５〜３％、Ｗは
０．５〜６％とし複合添加の場合はＭｏ＋１／２ Ｗで
０．５〜３％とした。
に有効であり、その効果を発揮させるためには少なくと
も０．５％以上必要である。高温強度の点からは添加量
が多い程望ましいが、これらの添加によって加工性が損
なわれるとともに、オーステナイト相を安定させるため
のＮ１添加量の増加も余儀なくされ、経済性の点で不利
になる。従っ°ζ本発明ではＭｏは０．５〜３％、Ｗは
０．５〜６％とし複合添加の場合はＭｏ＋１／２ Ｗで
０．５〜３％とした。
この種の耐熱鋼の７００°Ｃ以上の高温下でのクリープ
破断は粒界破壊が支配的になる。従って、クリープ破断
強度を向上させるには、オーステナイト粒を粗粒化する
ことが望ましい、多数の試験結果から、オーステナイト
結晶粒度をＮｃＬ ４ （ＡＳＴＭ粒度Ｍｏ、による）
以下とすれば、上記の化学組成と相俟って充分な高温強
度が得られることが確認された。
破断は粒界破壊が支配的になる。従って、クリープ破断
強度を向上させるには、オーステナイト粒を粗粒化する
ことが望ましい、多数の試験結果から、オーステナイト
結晶粒度をＮｃＬ ４ （ＡＳＴＭ粒度Ｍｏ、による）
以下とすれば、上記の化学組成と相俟って充分な高温強
度が得られることが確認された。
なお、本発明鋼のオーステナイト結晶粒度の調整は、例
えば、溶体化処理温度を変える等の方法で行うことがで
きる。
えば、溶体化処理温度を変える等の方法で行うことがで
きる。
（実施例）
供試材の化学成分を第１表に示す、ＮＩＩＡ−Ｔが本発
明鋼であり、Ｎαｌ−１Ｂは本発明範囲外の比較鋼であ
る。これらはいずれも１７ｋｇ真空溶解炉で溶製し、鍛
造、冷間圧延の後、溶体化処理を施した。
明鋼であり、Ｎαｌ−１Ｂは本発明範囲外の比較鋼であ
る。これらはいずれも１７ｋｇ真空溶解炉で溶製し、鍛
造、冷間圧延の後、溶体化処理を施した。
溶体化処理は結晶粒度漱が４以下となる温度で行った。
但し、ＮｃＬＡについては、結晶粒度Ｎａ４以下と４以
上になるように変化させた。
上になるように変化させた。
上記の供試材について１０００°Ｃ，２，０ｋｇｆ＃ａ
”にてクリープ破断試験を行った。結果を第２表および
第１図に示す、（図中の記号は、第１表の記号に対応す
る。） 第１図は、３種の成分系について、クリープ破断時間お
よびクリープ破断伸びと酸素含有量との関係を示したも
のである。この図から、酸素含有量が５０ｐｐ−以下の
本発明鋼は、５０ｐｐｍを超える比較鋼に比べて、破断
時間および破断延性が大巾に改善されていることがわか
る。酸素含有量の低減効果は、他の成分系（本発明鋼：
Ｌ−Ｒ１比較＃：９〜＋５）についても明らかであった
。
”にてクリープ破断試験を行った。結果を第２表および
第１図に示す、（図中の記号は、第１表の記号に対応す
る。） 第１図は、３種の成分系について、クリープ破断時間お
よびクリープ破断伸びと酸素含有量との関係を示したも
のである。この図から、酸素含有量が５０ｐｐ−以下の
本発明鋼は、５０ｐｐｍを超える比較鋼に比べて、破断
時間および破断延性が大巾に改善されていることがわか
る。酸素含有量の低減効果は、他の成分系（本発明鋼：
Ｌ−Ｒ１比較＃：９〜＋５）についても明らかであった
。
第２図は、クリープ破断時間およびクリープ破断伸びと
窒素量との関係を示す図である。なお、同図中に、Ｎａ
ＡＯ鋼における結晶粒度とクリープ破断時間との関係を
も併記している。この図から、窒素を２００ｐｐ−以下
とすることによりクリープ破断時間および破断延性が顕
著に改善されること、ならびに結晶粒度随を４以下にす
ることによってクリープ破断時間が長くなることがよく
わかる。
窒素量との関係を示す図である。なお、同図中に、Ｎａ
ＡＯ鋼における結晶粒度とクリープ破断時間との関係を
も併記している。この図から、窒素を２００ｐｐ−以下
とすることによりクリープ破断時間および破断延性が顕
著に改善されること、ならびに結晶粒度随を４以下にす
ることによってクリープ破断時間が長くなることがよく
わかる。
第３図は、ｈ添加によるクリープ破断寿命改善の効果を
示したものである。図示のとおり、Ｍｇの含有量が０．
００１％以上の範囲でクリープ破断寿命が改善される。
示したものである。図示のとおり、Ｍｇの含有量が０．
００１％以上の範囲でクリープ破断寿命が改善される。
！１ｇ量が０．００１〜０．０２％の範囲ではＭｇ１ｌ
による破断寿命の差は小さく、０．０２％を超えると再
び寿命が短くなっている。
による破断寿命の差は小さく、０．０２％を超えると再
び寿命が短くなっている。
表
（１１’Ｃ１２，Ｏｋｇｆ／鴎１”でのクリープ破断則
古果）第３表は、本発明鋼と比較鋼の加工性評価を行っ
た結果である。熱間加工性の評価には、１７ｋｇ真空溶
解インゴットから切り出した試験片（１０ａｉｍφ×１
３０畷端丸棒）を用いてグリ−プル試験（１２００°Ｃ
１歪速度５７秒）を行い、冷間加工性は、冷間圧延後に
溶体化した試験片（６ｍｓφ、標点間距離３０ｍｍ）を
用いて室温での引張破断伸びで評価した。
古果）第３表は、本発明鋼と比較鋼の加工性評価を行っ
た結果である。熱間加工性の評価には、１７ｋｇ真空溶
解インゴットから切り出した試験片（１０ａｉｍφ×１
３０畷端丸棒）を用いてグリ−プル試験（１２００°Ｃ
１歪速度５７秒）を行い、冷間加工性は、冷間圧延後に
溶体化した試験片（６ｍｓφ、標点間距離３０ｍｍ）を
用いて室温での引張破断伸びで評価した。
第３表の結果から、本発明鋼の熱間および冷間の加工性
は、比較鋼をはるかに凌ぐことが明らかである。
は、比較鋼をはるかに凌ぐことが明らかである。
（発明の効果）
本発明によれば、高価な強化元素としてのＭｏやＷ、或
いは組織安定化元素としてのＮｌの量を最小限度に抑え
ながら、高温強度、特にクリープ破断強度および破断延
性の改善された耐熱鋼が得られる。この耐熱鋼は加工性
と経済性に優れ、化学プラント用の高強度耐熱材料とし
て実用性の高いものである。
いは組織安定化元素としてのＮｌの量を最小限度に抑え
ながら、高温強度、特にクリープ破断強度および破断延
性の改善された耐熱鋼が得られる。この耐熱鋼は加工性
と経済性に優れ、化学プラント用の高強度耐熱材料とし
て実用性の高いものである。
第１図は、鋼中の酸素含有量と１０００”Ｃ１２，０ｋ
ｇｆ／ｗ”でのクリープ破断時間および破断伸びとの関
係を示す図である。 第２図は、第１図と同じ条件下での鋼中の窒素含有量お
よび結晶粒度と、クリープ破断時間および破断伸びとの
関係を示す図である。 第３図は、第１図と同じ条件下での鋼中のＭｇ含有量と
クリープ破断時間との関係を示す図である。 第１図
ｇｆ／ｗ”でのクリープ破断時間および破断伸びとの関
係を示す図である。 第２図は、第１図と同じ条件下での鋼中の窒素含有量お
よび結晶粒度と、クリープ破断時間および破断伸びとの
関係を示す図である。 第３図は、第１図と同じ条件下での鋼中のＭｇ含有量と
クリープ破断時間との関係を示す図である。 第１図
Claims (2)
- （１）重量％で、Ｃ：０．０５〜０．３０％、Ｓｉ：３
％以下、Ｍｎ：１０％以下、Ｃｒ：１５〜３５％、Ｎｉ
：１５〜５０％、Ｍｇ：０．００１〜０．０２％、更に
、Ｂ：０．００１〜０．０１％とＺｒ：０．００１〜０
．１０％の中の１種又は２種、およびＴｉ：０．０５〜
１％とＮｂ：０．１〜２％とＡｌ：０．０５〜１％の中
の１種または２種以上を含有し、残部はＦｅおよび不可
避的不純物から成り、不純物の酸素が５０ｐｐｍ以下、
窒素が２００ｐｐｍ以下で、オーステナイト結晶粒度番
号が４以下であることを特徴とする加工性に優れた高強
度耐熱鋼。 - （２）重量％で、Ｃ：０．０５〜０．３０％、Ｓｉ：３
％以下、Ｍｎ：１０％以下、Ｃｒ：１５〜３５％、Ｎｉ
：１５〜５０％、Ｍｇ：０．００１〜０．０２％、更に
、Ｂ：０．００１〜０．０１％とＺｒ：０．００１〜０
．１０％の中の１種又は２種、Ｔｉ：０．０５〜１％と
Ｎｂ：０．１〜２％とＡｌ：０．０５〜１％の中の１種
または２種以上、およびＭｏ：０．５〜３．０％とＷ：
０．５〜６．０％の１種または２種（但し、ＭｏとＷの
両者を含む場合はＭｏ＋１／２Ｗ：０．５〜３．０％）
を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物から成り、
不純物の酸素が５０ｐｐｍ以下、窒素が２００ｐｐｍ以
下で、オーステナイト結晶粒度番号が４以下であること
を特徴とする加工性に優れた高強度耐熱鋼。
Priority Applications (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1022032A JP2760004B2 (ja) | 1989-01-30 | 1989-01-30 | 加工性に優れた高強度耐熱鋼 |
| DE69018658T DE69018658T2 (de) | 1989-01-30 | 1990-01-29 | Hochfester hitzebeständiger Stahl mit verbesserter Bearbeitbarkeit. |
| EP90101750A EP0381121B1 (en) | 1989-01-30 | 1990-01-29 | High-strength heat-resistant steel with improved workability |
| US07/472,165 US5021215A (en) | 1989-01-30 | 1990-01-30 | High-strength, heat-resistant steel with improved formability and method thereof |
| KR1019900001001A KR920010120B1 (ko) | 1989-01-30 | 1990-01-30 | 가공성이 우수한 고강도 내열강 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1022032A JP2760004B2 (ja) | 1989-01-30 | 1989-01-30 | 加工性に優れた高強度耐熱鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH02200756A true JPH02200756A (ja) | 1990-08-09 |
| JP2760004B2 JP2760004B2 (ja) | 1998-05-28 |
Family
ID=12071633
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1022032A Expired - Lifetime JP2760004B2 (ja) | 1989-01-30 | 1989-01-30 | 加工性に優れた高強度耐熱鋼 |
Country Status (5)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5021215A (ja) |
| EP (1) | EP0381121B1 (ja) |
| JP (1) | JP2760004B2 (ja) |
| KR (1) | KR920010120B1 (ja) |
| DE (1) | DE69018658T2 (ja) |
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