JPH04272125A - 高温低サイクル疲労特性と高温強度の優れた低合金耐熱鋼の製造方法 - Google Patents

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。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、高温機器の構造材料と
しての鋼材の製造方法に関するものであり、特に３５０
〜５３０℃程度の中高温域で稼働されるボイラ、金属溶
解炉、加熱炉、塔槽類等の高温機器用鋼材の製造方法で
ある。

【０００２】

【従来の技術】高温機器類には高温強度の観点、特に高
温における引張強さ、耐力およびクリープ強度の観点か
らＣ−Ｍｏ鋼（ＡＳＴＭ規格Ａ２０４Ｂに相当する鋼）
やＭｎ−Ｍｏ鋼（ＡＳＴＭ規格Ａ３０２Ｂに相当する鋼
）が多く使用されている。しかし、溶接性および靭性の
点で必ずしも十分でないと言う技術的問題があった。

【０００３】即ち、溶接性においては、Ｃ量が高い（多
くの場合、０．２２〜０．２５％）に加えて、Ｍｏを０
．５％程度含有することから、溶接熱影響部の硬化性を
示す炭素当量Ｃｅｑ（Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／
６＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｎｉ／４０＋Ｖ／１４）が通
常０．４５以上となり、また、溶接割れ感受性を示すパ
ラメータＰｃｍ（Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０
＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋
Ｖ／１５＋５Ｂ）の値が通常０．３０以上となり、溶接
構造物として極めて高い値となっている。従って、溶接
割れ感受性が極めて高く溶接施工時の予熱温度を高くせ
ざるを得ず、省エネルギーおよび溶接作業性の観点から
好ましくなく、改善の必要がある。

【０００４】靭性については、高温使用の鋼材であるこ
とから高温特性、特にクリープ特性を重視するため粗粒
鋼を指向することとなり、初期靭性、即ち供用開始時の
靭性が低い状態にある。。これに加えて多量に添加され
たＭｏが、機器稼働中の熱履歴により炭化物として析出
・凝集し、靭性をさらに低下させることになる。このよ
うな、低い溶接性および靭性は構造物の脆性破壊につな
がり、機器の安全操業の観点から好ましくなく、改善の
必要がある。

【０００５】このような観点から、特願平２−２９０４
５５号にて、（１）溶接性改善の観点からＣｅｑおよび
Ｐｃｍを低く抑え、（２）靭性の観点からＡｌ，Ｎｂ等
により初期靭性を向上するとともに、使用中の靭性低下
を考慮してＳｉ量を低減し、（３）必要に応じてＶ，Ｎ
ｂ，Ｂ等を微量添加し強度向上をはかり、（４）特に高
温強度低下を補うため高温加工直後急冷、焼きもどし処
理を実施する溶接性ならびに靭性を改善させる低合金耐
熱鋼の製造方法を発明した。

【０００６】この方法による鋼は優れた高温強度ばかり
でなく、良好な溶接性および靭性を有している。しかし
、圧延仕上温度が高い場合、クリープ強度で代表される
高温強度は変化しないが、操業の起動停止時等の温度変
動に由来する疲労損傷に対する特性、即ち高温低サイク
ル疲労特性が低下する課題があり、製造条件が変動して
も安定した高温低サイクル疲労特性を確保可能な製造方
法の開発が望ましい。

【０００７】

【発明が解決しようとする課題】本発明は高温強度ばか
りでなく、良好な溶接性および靭性を有し、製造条件が
変動しても安定した高温低サイクル疲労特性を確保可能
な製造方法を目的とする。

【０００８】

【課題を解決するための手段】本発明者らは、圧延等の
高温加工の後直接焼入焼もどし使用される低合金耐熱鋼
の高温低サイクル疲労強度への化学成分および製造条件
の影響について研究を重ねた結果、適量のＴｉ添加によ
り高い温度での加工後の直接焼入焼もどしによっても良
好な高温低サイクル疲労強度を得られることを見いだし
た。本発明はこの知見によりなされたものである。その
要旨とするところは、（１）重量％でＣ：０．０３〜０
．１２％、Ｓｉ：０．０１〜０．１５％、Ｍｎ：０．２
０〜１．６０％、Ｍｏ：０．１５〜０．４５％、Ａｌ：
０．００５〜０．０５％、Ｎ：０．００１〜０．０１％
、Ｔｉ：０．００３〜０．０２７％、残部は不可避的不
純物と実質的にＦｅである鋼を１０００〜１２８０℃の
温度域に加熱し、仕上圧延終了温度が８５０〜１０５０
℃であり、仕上圧延終了温度より３０℃高温からの累積
圧下率が５〜７５％の仕上圧延を行い、その後、Ａｒ３
　以上の温度域から１〜６０℃／ｓｅｃ　の平均冷却速
度で３００℃以下まで冷却した後、６００〜７２０℃の
温度で焼もどしすることを特徴とする高温低サイクル疲
労特性と高温強度の優れた低合金耐熱鋼の製造方法であ
り、（２）重量％でＶ：０．０２〜０．１２％、Ｎｂ：
０．００５〜０．０４％の少なくとも１種以上を含有す
る高温低サイクル疲労特性と高温強度の優れた低合金耐
熱鋼の製造方法にある。

【０００９】

【作用】以下、本発明についてさらに詳細に説明する。 ０．０６％Ｃ−０．０５％Ｓｉ−１．２％Ｍｎ−０．０
０５％Ｐ−０．００３％Ｓ−０．２５％Ｍｏ−０．０２
６％Ａｌ−０．００４３％Ｎ鋼およびこの鋼に０．０１
２％Ｔｉを添加した鋼（Ａｒ３　＝７７１℃）を１２２
０℃に加熱後、８００〜１０５０℃の間の種々の温度で
圧延終了温度＋３０℃よりの累積圧下率（以下単に圧下
率）３０％の仕上圧延を終了し、８００℃より３００℃
以下までを２℃／ｓｅｃの平均冷却速度で冷却し、６５
０℃で１時間の焼もどしを行った。

【００１０】図１に５００℃での高温低サイクル疲労試
験結果およびクリープ破断強度を示す。高温低サイクル
疲労試験条件は、全歪範囲：１．５％、歪速度：０．１
％／ｓｅｃ　である。クリープ破断試験は、５００〜６
００℃で３本以上の試験を行い、応力とラルソンミラー
パラメータ：（２０＋ｌｏｇ（ｔ））×（Ｔ＋２７３）
により、５００℃でのクリープ破断強度が１０００時間
となる応力を求めた。ここで、ｔは破断時間（ｈ）、Ｔ
はクリープ破断試験温度（℃）である。

【００１１】先に述べた旧来の鋼であるＣ−Ｍｏ鋼やＭ
ｎ−Ｍｏ鋼では、上記の条件での低サイクル疲労試験で
の破断回数は、高くても９００回程度である。この特性
を基準に種々の機器が設計され使用されてきている。Ｔ
ｉを添加しない場合、仕上圧延終了温度が８５０〜９０
０℃で最大の値となるが概ね９００サイクルであり、旧
来の鋼であるＣ−Ｍｏ鋼やＭｎ−Ｍｏ鋼と同等程度であ
る。仕上圧延終了温度がさらに上昇すると破断回数が徐
々に低下し、旧来の鋼であるＣ−Ｍｏ鋼やＭｎ−Ｍｏ鋼
より下回ることになる。これに対し、０．０１２％Ｔｉ
を添加した場合、仕上圧延終了温度が９００℃で破断回
数が１０００サイクルと旧来の鋼より高いばかりでなく
、仕上圧延終了温度が９００℃以上でも破断回数が低下
せず、仕上圧延終了温度が１０５０℃と高温になっても
９００サイクルが確保される。クリープ破断強度は８５
０℃以上の仕上圧延終了温度により殆ど変化しないが、
８５０℃より低い場合にはクリープ破断強度が低下し、
仕上圧延終了温度を８５０℃以上にする必要がある。

【００１２】図２には、０．０６％Ｃ−０．０５％Ｓｉ
−１．２％Ｍｎ−０．００５％Ｐ−０．００３％Ｓ−０
．２５％Ｍｏ−０．０２６％Ａｌ−０．００４３％Ｎ鋼
に種々の量のＴｉを添加し、仕上圧延終了温度を９８０
〜１０２０℃とした場合の高温低サイクル疲労試験結果
を示す。仕上圧延終了温度以外の条件は図１と同様であ
る。先に述べた旧来の鋼での性能である９００回は、Ｔ
ｉ量が０．００３％以上、０．０２７％以下で達成され
、Ｔｉ添加の範囲は０．００３〜０．０２７％が望まし
い。

【００１３】次に、他の成分の限定理由を述べる。Ｃは
強度を確保するために少なくとも０．０３％以上必要と
するが、溶接性ならびに靭性を考慮すると低Ｃの方が有
利である。上限については望ましくは０．１０％である
が、実用上それほど影響の現れない０．１２％を上限と
した。

【００１４】Ｓｉは脱酸剤として添加され靭性を改善す
るが、脱酸がＡｌ等により十分になされた場合には却っ
て靭性に悪影響があり、特に使用中熱履歴の如き長時間
の加熱に対しての脆化に悪影響を及ぼすことから、経済
的に低減できる下限値として０．０１％とした。上限値
については靭性に悪影響を与えない範囲として０．１５
％とした。

【００１５】Ｍｎは強度ならびに靭性を高める元素であ
り、同時にその量が増大すると溶接性を悪くする元素で
ある。強度、靭性および溶接性のバランスから好ましい
範囲は０．６〜１．３５％であるが、下限値は強度向上
効果がやや顕著になる０．２％とし、上限値は靭性改善
効果の少なくなることに加えて溶接性の低下が著しくな
る１．６０％とした。

【００１６】Ｍｏは本発明における重要な成分であり、
強度、特に高温強度を高める元素として、必須の元素で
ある。本発明におけるＭｏの役割は、高温加工後直接焼
入によって得られた組織を、焼もどし、応力除去焼なま
し、および使用中の熱履歴においても安定に維持し、高
強度を保証するものである。その効果はＭｏ量が多いほ
ど顕著であるが、添加量が増大すると溶接性および靭性
、特に使用中脆化に悪影響が認められ、好ましい範囲は
０．２０〜０．３５％であるが、高温強度改善効果がや
や顕著になる０．１５％を下限値とし、上限値は溶接性
および使用中脆化が問題とならない上限値の０．４５％
とした。

【００１７】Ａｌは強力な脱酸効果をもつ元素であり、
本発明のようにＳｉを極力低く抑えた鋼では必須の元素
であり、且つ、細粒化により靭性を改善するが、その添
加量が多くなると介在物が生じ却って靭性を低下させる
。好ましい範囲は０．０１５〜０．０３５％であるが、
下限値は脱酸が十分になされ靭性改善効果が現れる０．
００５％とし、上限値は靭性の問題にならない０．０５
％とした。

【００１８】Ｎの含有量が増大すると、強度が上昇し靭
性が低下する。また、適量のＮは鋼中のＡｌとＡｌＮを
形成し、細粒化を通して靭性向上に効果がある。好まし
い添加範囲は０．００３０〜０．００６０％であるが、
下限値は細粒化による靭性効果が期待できる必要量の下
限である０．００１０％とし、上限は強度上昇に伴う靭
性低下の点から０．０１００％とした。

【００１９】Ｖは必要に応じて添加する元素の１つであ
り、高温加工後直接焼入、焼もどし処理することにより
、極く微量添加で高温強度を顕著に改善する効果がある
が、同時に靭性を低下する傾向が認められ、添加する場
合の好ましい範囲は０．０３〜０．０８％であるが、下
限値はその強度向上効果が顕著になる０．０２％以上と
し、上限値は靭性が問題とならない値である０．１２％
とした。

【００２０】Ｎｂもまた必要に応じて添加する元素の１
つであり、Ｖと同様に高温加工後直接焼入、焼もどし処
理することにより、極く微量の添加で高温強度を顕著に
改善する効果を有する。また、細粒化効果により靭性を
改善する。しかし、その量が増加し過ぎると却って強度
および靭性を低下させる。添加する場合の好ましい範囲
は０．０１５〜０．０３０％であるが、下限値は強度向
上効果が現れる０．００５％とし、上限値は強度および
靭性の低下し始める０．０４％とした。

【００２１】次に、本発明における製造条件について説
明する。加熱温度はオーステナイト中に各合金元素が十
分に固溶し、かつ、良好な加工性が得られる１０００℃
を下限温度に定めた。上限温度は固溶の観点から高い方
が好ましいが、省エネルギーおよびスケール生成の観点
から、これらの問題が顕著にならない温度として１２８
０℃を上限とした。

【００２２】仕上圧延終了温度の下限を８５０℃とした
が、これ以下の温度で仕上圧延を行うとクリープ強度の
低下が顕著になる。仕上圧延終了温度が１０５０℃以上
では、図１で述べたように高温低サイクル疲労強度が急
激に低下するため、この温度を上限とした。

【００２３】圧延による加工は所定の温度で塑性歪を付
与し、組織を改善するためである。高温では圧延による
塑性歪の回復が大きく、仕上圧延終了温度より高すぎる
と、材質改善効果をなくす。そこで、この回復効果の大
きくない温度差である３０℃を用い、仕上圧延による有
効な圧下量として、〔（仕上圧延終了温度＋３０℃の板
厚）−（仕上圧延終了後の板厚）〕／（仕上圧延終了温
度＋３０℃の板厚）を用いた。この圧下率の下限を５％
以上としたが、これ未満の加工では最終製品の結晶粒が
粗大化し、靭性が低下するためである。圧下量が高い程
圧延の効果が大きいが、７５％超の圧下率では圧延反力
が高く、圧延機の寿命が極めて低下するため、上限を７
５％とした。

【００２４】Ａｒ３　未満の温度から冷却を開始すると
、変態が一部開始されており十分な強度が得られず、冷
却の開始をＡｒ３　温度以上とする。Ａｒ３　温度はこ
れまでよく調査されており、成分の関数として、Ａｒ３
　（℃）＝−３９６×Ｃ（％）＋２４．６×Ｓｉ（％）
−６８．１×Ｍｎ（％）＋２９．６×Ｍｏ（％）＋８６
８ が得られており、これを用いることができる。また、３
００℃超の温度で冷却を停止した場合、変態が完了しな
い場合があり、冷却の下限温度を３００℃以下とした。 Ａｒ３　以上から３００℃以下までの平均冷却速度は、
引張強さの低下が顕著とならない１℃／ｓｅｃ　を下限
とした。上限については１０ｍｍ厚の水冷相当の６０℃
／ｓｅｃ　とした。

【００２５】焼もどし温度は、靭性の改善される下限で
ある６００℃を下限温度とし、引張強さの低下が顕著と
ならない７２０℃を上限とした。

【００２６】なお、本発明方法により得た鋼を構造物に
加工する場合、冷間加工、温間加工さらには溶接施工が
なされるが、歪取りあるいは残留応力の除去のため、適
当な焼きなましを実施しても構わない。

【００２７】

【実施例】（実施例１）表１に示す化学成分の鋼を用い
、表２中に示す条件で圧延・熱処理した。

【００２８】

【表１】

【００２９】

【表２】

【００３０】鋼板１，３，５，７，９，１１，１３は本
発明鋼であり、常温および高温の引張強さ、５００℃で
のクリープ破断強度さらには靭性が良好であるばかりで
なく、５００℃での高温低サイクル試験での破断繰返し
数が高く、優れた特性を示す。これに対し、鋼板２，４
，１０ではＴｉが添加されておらず、高温低サイクル疲
労試験での破断繰返し数が少ない。鋼板６では、加熱温
度が１０００℃より低く、高温低サイクル疲労強度は概
ね良好であるが、常温および高温での引張強さ、５００
℃でのクリープ破断強度が低い。鋼板８および１４には
Ｔｉが添加されているが、仕上圧延終了温度が１０５０
℃より高く、高温低サイクル疲労強度が低い。鋼１２で
は仕上圧延終了温度が８００℃より低く、各種の強度、
特にクリープ破断強度が低い、鋼１５ではＣ量が発明の
範囲より低く、高温低サイクル疲労強度は良好であるが
強度が低い。鋼１６および１７ではＣ量が発明の範囲を
超えており、強度が高いが、靭性および高温低サイクル
疲労強度が劣っている。

【００３１】

【発明の効果】本発明法により、製造条件（特に仕上圧
延終了温度）が大きく変動しても安定した高温低サイク
ル疲労強度が得られるようになった。さらに、高温で圧
延できるため圧延反力を小さくでき、圧延機への負担が
軽減される。また、同じ能力の圧延機でも大きな圧下を
付与することができ、生産性も効率よく向上される。仕
上圧延終了温度を低く制御する必要がなくなり、鋼板の
温度低下のための圧延の待時間が省略でき、ライン占有
時間の短縮による生産性向上も大きい。このように、本
発明方法による鋼板は、起動停止が頻繁な機器の製作に
供される鋼材の重要な特性である高温低サイクル疲労特
性を安価かつ安定的に確保可能である。このため、本発
明鋼で製作されたボイラ、金属溶解炉、加熱炉、塔槽類
等では高温低サイクル疲労特性が良好であり、これらの
機器の安全な操業を長時間保証することができ、工業的
価値が大きい。

【図面の簡単な説明】

【図１】高温低サイクル疲労試験での破断繰返し数およ
びクリープ破断強度への仕上圧延終了温度の影響を示す
図表である。

【図２】高温低サイクル疲労試験での破断繰返し数とク
リープ破断強度へのＴｉ添加量を示す図表である。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】　　重量％で Ｃ　　：０．０３〜０．１２％ Ｓｉ：０．０１〜０．１５％ Ｍｎ：０．２０〜１．６０％ Ｍｏ：０．１５〜０．４５％ Ａｌ：０．００５〜０．０５％ Ｎ　　：０．００１〜０．０１％ Ｔｉ：０．００３〜０．０２７％ 残部は不可避的不純物と実質的にＦｅである鋼を１００
   ０〜１２８０℃の温度域に加熱し、仕上圧延終了温度が
   ８５０〜１０５０℃であり、仕上圧延終了温度より３０
   ℃高温からの累積圧下率が５〜７５％の仕上圧延を行い
   、その後、Ａｒ３　以上の温度域から１〜６０℃／ｓｅ
   ｃ　の平均冷却速度で３００℃以下まで冷却した後、６
   ００〜７２０℃の温度で焼きもどしすることを特徴とす
   る高温低サイクル疲労特性と高温強度の優れた低合金耐
   熱鋼の製造方法。
2. 【請求項２】　　重量％で Ｖ　　：０．０２〜０．１２％ Ｎｂ：０．００５〜０．０４％ の少なくとも１種以上を含有する請求項１に記載の高温
   低サイクル疲労特性と高温強度の優れた低合金耐熱鋼の
   製造方法。