JPH04354856A - 靱性ならびにクリープ強度に優れたフェライト系耐熱鋼とその製造方法 - Google Patents
靱性ならびにクリープ強度に優れたフェライト系耐熱鋼とその製造方法Info
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- JPH04354856A JPH04354856A JP13008691A JP13008691A JPH04354856A JP H04354856 A JPH04354856 A JP H04354856A JP 13008691 A JP13008691 A JP 13008691A JP 13008691 A JP13008691 A JP 13008691A JP H04354856 A JPH04354856 A JP H04354856A
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Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
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
【0001】
【産業上の利用分野】本発明は、フェライト系耐熱鋼に
関するものであり、さらに詳しくは靱性を改良した高温
におけるクリープ特性の優れたフェライト系Cr含有ボ
イラ鋼管用鋼に関するものである。
関するものであり、さらに詳しくは靱性を改良した高温
におけるクリープ特性の優れたフェライト系Cr含有ボ
イラ鋼管用鋼に関するものである。
【0002】
【従来の技術】近年火力発電ボイラにおいては大型化と
高温、高圧化が定着してきたが、550℃を超すとその
材料を選択するにあたり、耐酸化性、高温強度の点から
フェライト系の2 1/4Cr−1Mo鋼から18−8
ステンレス鋼のごときオーステナイト系の高級鋼へと飛
躍して使用されているのが現状である。しかし、低合金
鋼、ステンレス鋼、超合金と材料が高級になるに従い、
コストが上昇し、ボイラ建造費が高価につく。
高温、高圧化が定着してきたが、550℃を超すとその
材料を選択するにあたり、耐酸化性、高温強度の点から
フェライト系の2 1/4Cr−1Mo鋼から18−8
ステンレス鋼のごときオーステナイト系の高級鋼へと飛
躍して使用されているのが現状である。しかし、低合金
鋼、ステンレス鋼、超合金と材料が高級になるに従い、
コストが上昇し、ボイラ建造費が高価につく。
【0003】そこで2 1/4Cr−1Mo鋼とオーオ
ーステナイト系ステンレス鋼の中間を埋めるための鋼材
の研究が過去数十年間行われているが、Cr量が中間の
9Cr、12Cr等のボイラ鋼管は強度を高めるとその
溶接性が悪化し、ボイラの施工上、作業能率を著しく低
下させるために実用化されにくいのが実情である。この
ような事情に鑑み既に溶接性を向上させてなおかつクリ
ープ破断強度も従来材を大幅に上回る新しい鋼種が開発
され提案が行われている。
ーステナイト系ステンレス鋼の中間を埋めるための鋼材
の研究が過去数十年間行われているが、Cr量が中間の
9Cr、12Cr等のボイラ鋼管は強度を高めるとその
溶接性が悪化し、ボイラの施工上、作業能率を著しく低
下させるために実用化されにくいのが実情である。この
ような事情に鑑み既に溶接性を向上させてなおかつクリ
ープ破断強度も従来材を大幅に上回る新しい鋼種が開発
され提案が行われている。
【0004】しかしながら、ボイラの使用部位によって
は肉厚材を必要とする箇所があり製造工程の中でもとり
わけ熱間加工後焼ならしにより製造するものはオーステ
ナイト域からの冷却速度が小さくなり、特に板厚中心部
では充分な強度、靱性を維持することが困難となる。そ
のため、強度、靱性に優れた鋼の開発が望まれていた。
は肉厚材を必要とする箇所があり製造工程の中でもとり
わけ熱間加工後焼ならしにより製造するものはオーステ
ナイト域からの冷却速度が小さくなり、特に板厚中心部
では充分な強度、靱性を維持することが困難となる。そ
のため、強度、靱性に優れた鋼の開発が望まれていた。
【0005】これらの要求特性を向上させた鋼が開発さ
れ、(Mo+W)とNb量の関係を定めてクリープ特性
と靱性の向上を図ることが、特開昭61−69948号
公報、特開昭61−231139号公報、特開昭62−
297435号公報、特開昭62−297436号公報
において開示されている。また、クリープ強度の向上に
最適範囲のW、Nb添加が有効なことが特開昭63−8
9644号公報において開示されている。
れ、(Mo+W)とNb量の関係を定めてクリープ特性
と靱性の向上を図ることが、特開昭61−69948号
公報、特開昭61−231139号公報、特開昭62−
297435号公報、特開昭62−297436号公報
において開示されている。また、クリープ強度の向上に
最適範囲のW、Nb添加が有効なことが特開昭63−8
9644号公報において開示されている。
【0006】これらの鋼は従来の耐熱鋼にWを添加し、
固溶強化、析出強化によりクリープ強度を飛躍的に高め
た鋼であるが、時効後靱性についての配慮に欠けていた
。これに対し本発明者らは、これまで開発したフェライ
ト系耐熱鋼の靱性について再検討した結果、Alの添加
が靱性の改善に有効であることを見出した。Alを0.
05%以下添加した高Cr鋼が特公昭57−36341
号公報、固溶Alを0.001〜0.5%含有するフェ
ライト鋼が特開昭60−155649号公報に開示され
ているが、Nに関する制限および冷却速度の制限がない
ため本発明鋼のごとき高いクリープ強度を達成すること
は不可能である。
固溶強化、析出強化によりクリープ強度を飛躍的に高め
た鋼であるが、時効後靱性についての配慮に欠けていた
。これに対し本発明者らは、これまで開発したフェライ
ト系耐熱鋼の靱性について再検討した結果、Alの添加
が靱性の改善に有効であることを見出した。Alを0.
05%以下添加した高Cr鋼が特公昭57−36341
号公報、固溶Alを0.001〜0.5%含有するフェ
ライト鋼が特開昭60−155649号公報に開示され
ているが、Nに関する制限および冷却速度の制限がない
ため本発明鋼のごとき高いクリープ強度を達成すること
は不可能である。
【0007】
【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、靱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を向上させるとと
もに、500〜650℃でのクリープ破断強度を高める
ことを目的としたものである。
な従来の欠点を改良し、靱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を向上させるとと
もに、500〜650℃でのクリープ破断強度を高める
ことを目的としたものである。
【0008】
【課題を解決するための手段】本発明は、以上の課題を
解決すべく、その要旨とするところは下記のとおりであ
る。 (1) 質量%で C:0.01〜0.30%、Si:0.01〜0.80
%、Mn:0.10〜1.50%、Cr:8.00〜1
3.00%、W:0.20〜3.00%、Mo:0.0
05〜1.00%、V:0.05〜0.50%、Nb:
0.02〜0.15%、B:0.0003〜0.008
%、N:0.03〜0.11%、Al:0.001〜0
.10%を含有し、P:0.030%以下、S:0.0
10%以下、O:0.015%以下に制限し、かつN(
mass%)>14/27×Al(mass%)+0.
025の関係を満足し、残部がFeおよび不可避的不純
物よりなることを特徴とする靱性ならびにクリープ強度
に優れたフェライト系耐熱鋼。
解決すべく、その要旨とするところは下記のとおりであ
る。 (1) 質量%で C:0.01〜0.30%、Si:0.01〜0.80
%、Mn:0.10〜1.50%、Cr:8.00〜1
3.00%、W:0.20〜3.00%、Mo:0.0
05〜1.00%、V:0.05〜0.50%、Nb:
0.02〜0.15%、B:0.0003〜0.008
%、N:0.03〜0.11%、Al:0.001〜0
.10%を含有し、P:0.030%以下、S:0.0
10%以下、O:0.015%以下に制限し、かつN(
mass%)>14/27×Al(mass%)+0.
025の関係を満足し、残部がFeおよび不可避的不純
物よりなることを特徴とする靱性ならびにクリープ強度
に優れたフェライト系耐熱鋼。
【0009】(2) 前項1記載の鋼の熱間加工後の
冷却、あるいは焼ならしまたは焼入れの冷却は、オース
テナイト領域からマルテンサイト領域である500℃ま
で5℃/min 以上の冷却速度で行うことを特徴とす
る靱性ならびにクリープ強度に優れたフェライト系耐熱
鋼の製造方法。以下本発明を詳細に説明する。
冷却、あるいは焼ならしまたは焼入れの冷却は、オース
テナイト領域からマルテンサイト領域である500℃ま
で5℃/min 以上の冷却速度で行うことを特徴とす
る靱性ならびにクリープ強度に優れたフェライト系耐熱
鋼の製造方法。以下本発明を詳細に説明する。
【0010】
【作用】最初に本発明において各成分範囲および冷却速
度を前記のごとく限定した理由を以下に述べる。Cは強
度の保持に必要であり、0.01%未満では強度の確保
に不十分である。また溶接性の点から上限を0.30%
とした。即ち、後述するCr量との関係で、この鋼は非
常に焼入れ性がよく、溶接熱影響部が著しく硬化し、こ
れが溶接時低温割れの原因となる、従って溶接を完全に
行うためには、かなり高温の予熱を必要とし、ひいては
溶接作業性が著しく損なわれる。しかし、Cを0.30
%以下に保てば溶接熱影響部の最高硬さが低下し、溶接
割れの防止が容易に行われ得るので、上限を0.30%
とした。
度を前記のごとく限定した理由を以下に述べる。Cは強
度の保持に必要であり、0.01%未満では強度の確保
に不十分である。また溶接性の点から上限を0.30%
とした。即ち、後述するCr量との関係で、この鋼は非
常に焼入れ性がよく、溶接熱影響部が著しく硬化し、こ
れが溶接時低温割れの原因となる、従って溶接を完全に
行うためには、かなり高温の予熱を必要とし、ひいては
溶接作業性が著しく損なわれる。しかし、Cを0.30
%以下に保てば溶接熱影響部の最高硬さが低下し、溶接
割れの防止が容易に行われ得るので、上限を0.30%
とした。
【0011】Siは脱酸効果、強度確保および耐酸化性
付与のために添加されるが、靱性に悪影響を及ぼす元素
である。脱酸効果、強度確保、耐酸化性付与の点から下
限を0.01%とし、靱性の点から上限を0.80%と
した。Mnは脱酸のためのみでなく、強度保持上も必要
な成分である。上限を1.50%としたのは、これを超
すと靱性の点から好ましくないからであり、下限は脱酸
に必要な最小量として0.10%と定めた。
付与のために添加されるが、靱性に悪影響を及ぼす元素
である。脱酸効果、強度確保、耐酸化性付与の点から下
限を0.01%とし、靱性の点から上限を0.80%と
した。Mnは脱酸のためのみでなく、強度保持上も必要
な成分である。上限を1.50%としたのは、これを超
すと靱性の点から好ましくないからであり、下限は脱酸
に必要な最小量として0.10%と定めた。
【0012】Crは耐酸化性に不可欠の元素であって、
耐熱鋼には必ず添加されており、M23C6 、M6
C(但しMは金属元素を指す)のマトリックス中への微
細析出により高温強度を高めている。下限はその析出効
果が顕著に認められて、耐酸化性にも寄与する8.00
%とし、上限は溶接性および靱性の点から13.00%
とした。
耐熱鋼には必ず添加されており、M23C6 、M6
C(但しMは金属元素を指す)のマトリックス中への微
細析出により高温強度を高めている。下限はその析出効
果が顕著に認められて、耐酸化性にも寄与する8.00
%とし、上限は溶接性および靱性の点から13.00%
とした。
【0013】Wは固溶強化および炭化物として析出する
ことによる析出強化により高温強度を顕著に高める元素
であり、特に600℃を超えて長時間側の強化に有効で
ある。3.00%を超えて添加すると溶接性、耐酸化性
を損なうため上限を3.00%とした。また、Moとの
共存において効果を発揮させるため下限を0.20%と
した。
ことによる析出強化により高温強度を顕著に高める元素
であり、特に600℃を超えて長時間側の強化に有効で
ある。3.00%を超えて添加すると溶接性、耐酸化性
を損なうため上限を3.00%とした。また、Moとの
共存において効果を発揮させるため下限を0.20%と
した。
【0014】Moは固溶強化により、高温強度を顕著に
高める元素であるので通常耐熱鋼には添加されるが、多
量に添加された場合溶接性、耐酸化性を損なうので上限
を1.00%とした。また、Wとの共存においてクリー
プ強度の向上に効果を発揮させるために下限を0.00
5%とした。VはWと同様にマトリックスに固溶しても
、析出物として析出しても鋼の高温強度を著しく高める
元素である。特に析出の場合にはV4 C3 あるいは
VNとして他のM23C6 、M6 C、M2 Cの析
出核となり、析出物の微細分散に顕著な効果を示す。ク
リープ強度の向上に効果を発揮させるために下限を0.
05%とした。また、0.50%を超えると強度低下を
生ずるために上限を0.50%とした。
高める元素であるので通常耐熱鋼には添加されるが、多
量に添加された場合溶接性、耐酸化性を損なうので上限
を1.00%とした。また、Wとの共存においてクリー
プ強度の向上に効果を発揮させるために下限を0.00
5%とした。VはWと同様にマトリックスに固溶しても
、析出物として析出しても鋼の高温強度を著しく高める
元素である。特に析出の場合にはV4 C3 あるいは
VNとして他のM23C6 、M6 C、M2 Cの析
出核となり、析出物の微細分散に顕著な効果を示す。ク
リープ強度の向上に効果を発揮させるために下限を0.
05%とした。また、0.50%を超えると強度低下を
生ずるために上限を0.50%とした。
【0015】NbはNb(C,N)の析出によって高温
強度を高め、また初期の微細な分散析出が、後続するM
23C6 、M6 C、M2 C等の析出状態を微細に
コントロールするために長時間クリープ強度にも貢献す
る。Nbの効果を発揮させるため下限を0.02%とし
、また0.15%を超すと析出物の凝集粗大化を生じて
強度を低下させるため上限を0.15%とした。
強度を高め、また初期の微細な分散析出が、後続するM
23C6 、M6 C、M2 C等の析出状態を微細に
コントロールするために長時間クリープ強度にも貢献す
る。Nbの効果を発揮させるため下限を0.02%とし
、また0.15%を超すと析出物の凝集粗大化を生じて
強度を低下させるため上限を0.15%とした。
【0016】Bは本来焼入れ性を著しく高める元素とし
てよく知られているが、Bの微量添加によりクリープ強
度が向上する。Bの効果を発揮させるため下限を0.0
003%とし、また熱間加工性、溶接性を損なわないよ
うに上限を0.008%とした。Nはマトリックスに固
溶するかあるいは窒化物、炭窒化物として析出し、クリ
ープ強度を高める元素である。しかし、後述のAlと窒
化物を形成するため、AlNとして使用されるNは14
/27×Alであり、またNbおよびV等の窒化物の形
成等のために必要なN量は0.025%であるから、添
加する必要なNをN>14/27×Al+0.025と
した。さらにクリープ強度の確保の点から下限を0.0
3%とし、また鋳造時ブローホールの発生を避け健全な
鋼塊を得るために上限を0.11%とした。
てよく知られているが、Bの微量添加によりクリープ強
度が向上する。Bの効果を発揮させるため下限を0.0
003%とし、また熱間加工性、溶接性を損なわないよ
うに上限を0.008%とした。Nはマトリックスに固
溶するかあるいは窒化物、炭窒化物として析出し、クリ
ープ強度を高める元素である。しかし、後述のAlと窒
化物を形成するため、AlNとして使用されるNは14
/27×Alであり、またNbおよびV等の窒化物の形
成等のために必要なN量は0.025%であるから、添
加する必要なNをN>14/27×Al+0.025と
した。さらにクリープ強度の確保の点から下限を0.0
3%とし、また鋳造時ブローホールの発生を避け健全な
鋼塊を得るために上限を0.11%とした。
【0017】Alはこの発明の主要な成分であり、Nと
結びつきAlNとなり、焼ならし処理におけるオーステ
ナイト域加熱時に、このAlNがピン止め効果の役目を
果たし、結晶粒の粗大化を阻止し、微細な結晶粒を形成
する役目を担う。また、固溶窒素の固定によりBの焼入
れ性を高める効果があるが、一方では過剰な添加は粗大
窒化物を生成し、靱性を阻害するため0.001〜0.
10%とした。
結びつきAlNとなり、焼ならし処理におけるオーステ
ナイト域加熱時に、このAlNがピン止め効果の役目を
果たし、結晶粒の粗大化を阻止し、微細な結晶粒を形成
する役目を担う。また、固溶窒素の固定によりBの焼入
れ性を高める効果があるが、一方では過剰な添加は粗大
窒化物を生成し、靱性を阻害するため0.001〜0.
10%とした。
【0018】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は靱
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は靱性に悪影響を
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は靱
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は靱性に悪影響を
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。
【0019】また、熱間加工後の冷却、あるいは焼きな
らしあるいは焼入れの冷却に際しての冷却速度の限定は
本発明の主要な構成要件であり、オーステナイト域から
500℃以下までの冷却中にAlNが粗大化し、靱性お
よびクリープ強度に悪影響を及ぼすのを防止するため冷
却速度を5℃/min 以上とした。以上が本発明鋼の
基本成分および冷却速度の限定理由である。
らしあるいは焼入れの冷却に際しての冷却速度の限定は
本発明の主要な構成要件であり、オーステナイト域から
500℃以下までの冷却中にAlNが粗大化し、靱性お
よびクリープ強度に悪影響を及ぼすのを防止するため冷
却速度を5℃/min 以上とした。以上が本発明鋼の
基本成分および冷却速度の限定理由である。
【0020】尚、本発明は靱性の優れた高クリープ破断
強度を有する耐熱鋼を提供するものであるので、本発明
鋼には使用目的に応じて種々の製造方法、および熱処理
を施すことが可能であり、本発明の効果を何等妨げるも
のではない。本発明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、熱間圧延まま、も
しくは必要とされる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って、本発明の
効果に何等影響を与えない。
強度を有する耐熱鋼を提供するものであるので、本発明
鋼には使用目的に応じて種々の製造方法、および熱処理
を施すことが可能であり、本発明の効果を何等妨げるも
のではない。本発明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、熱間圧延まま、も
しくは必要とされる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って、本発明の
効果に何等影響を与えない。
【0021】以上の鋼管、板、各種形状の耐熱部材には
それぞれ目的、用途に応じて各種熱処理を施すことが可
能であって、また本発明の効果を十分に発揮する上で重
要である。通常は焼ならし+焼戻し工程を経て製品とす
る場合が多いが、これに加えて焼入れ、焼戻し、焼なら
し工程を単独で、あるいは併用して施すことが可能であ
り、また有用である。材料特性の十分な発現に必要な範
囲で、以上の工程はおのおのの工程を複数回繰り返して
適用することもまた可能であって、本発明の効果に何等
影響を与えるものではない。
それぞれ目的、用途に応じて各種熱処理を施すことが可
能であって、また本発明の効果を十分に発揮する上で重
要である。通常は焼ならし+焼戻し工程を経て製品とす
る場合が多いが、これに加えて焼入れ、焼戻し、焼なら
し工程を単独で、あるいは併用して施すことが可能であ
り、また有用である。材料特性の十分な発現に必要な範
囲で、以上の工程はおのおのの工程を複数回繰り返して
適用することもまた可能であって、本発明の効果に何等
影響を与えるものではない。
【0022】以上の工程を適宜選択して、本発明鋼の製
造プロセスに適用が可能である。
造プロセスに適用が可能である。
【0023】
【実施例】表1、2に示した組成を有する鋼を50kg
真空炉で溶解し、熱間にて板厚15mmに圧延し、5℃
/min 以上で冷却して板を製造した。各試験材とも
1050℃で1時間の保定、5℃/min 以上で冷却
する焼きならしを行った後、780℃で1時間の焼戻し
を行った。
真空炉で溶解し、熱間にて板厚15mmに圧延し、5℃
/min 以上で冷却して板を製造した。各試験材とも
1050℃で1時間の保定、5℃/min 以上で冷却
する焼きならしを行った後、780℃で1時間の焼戻し
を行った。
【0024】クリープ特性は圧延鋼板の圧延方向と平行
に板厚中心部より6mmφ×GL30mmのクリープ試
験片を切り出し、600℃で2万時間までのクリープ破
断試験を行い、600℃×10万時間の破断応力を直線
外挿し、評価を行った。また、シャルピー衝撃特性は圧
延鋼板を600℃で3000時間時効後、圧延方向と平
行に板厚中心部よりJIS4号2mmVノッチシャルピ
ー衝撃試験片を切り出し、0℃で試験を行い、評価を行
った。
に板厚中心部より6mmφ×GL30mmのクリープ試
験片を切り出し、600℃で2万時間までのクリープ破
断試験を行い、600℃×10万時間の破断応力を直線
外挿し、評価を行った。また、シャルピー衝撃特性は圧
延鋼板を600℃で3000時間時効後、圧延方向と平
行に板厚中心部よりJIS4号2mmVノッチシャルピ
ー衝撃試験片を切り出し、0℃で試験を行い、評価を行
った。
【0025】比較のために表3、4に示すように本発明
鋼に該当しない成分を有する鋼を同様の方法で溶製、製
造し、評価を行った。図1にAl添加の600℃×30
00時間時効後の0℃靱性に与える影響を示す。尚、図
中の靱性試験結果は0℃におけるシャルピー試験3点の
平均値である。Alが0.005%以上の場合に靱性の
向上が著しく認められ、0.10%を超えると靱性の低
下が認められる。また、N>14/27×Al+0.0
25の関係を満足せず、かつ冷却速度が5℃/min
未満の鋼は靱性の低下が認められる。
鋼に該当しない成分を有する鋼を同様の方法で溶製、製
造し、評価を行った。図1にAl添加の600℃×30
00時間時効後の0℃靱性に与える影響を示す。尚、図
中の靱性試験結果は0℃におけるシャルピー試験3点の
平均値である。Alが0.005%以上の場合に靱性の
向上が著しく認められ、0.10%を超えると靱性の低
下が認められる。また、N>14/27×Al+0.0
25の関係を満足せず、かつ冷却速度が5℃/min
未満の鋼は靱性の低下が認められる。
【0026】図2はAl添加の600℃×10万時間の
クリープ破断強度に与える影響を示す。Alの添加によ
ってもクリープ破断強度が低下することはなく、目標値
の160MPaを上回っている。また、N>14/27
×Al+0.025の関係を満足せず、かつ冷却速度が
5℃/min 未満の鋼はクリープ破断強度の低下が認
められる。
クリープ破断強度に与える影響を示す。Alの添加によ
ってもクリープ破断強度が低下することはなく、目標値
の160MPaを上回っている。また、N>14/27
×Al+0.025の関係を満足せず、かつ冷却速度が
5℃/min 未満の鋼はクリープ破断強度の低下が認
められる。
【0027】表3、4に示す比較例のA鋼、B鋼および
C鋼はAlが無添加であるため、クリープ強度は160
MPaを確保できているが、時効後靱性は低くなってい
る例、D鋼、E鋼およびF鋼はAlの添加量が多すぎた
ためにAlNの粗大化が生じ時効後靱性が劣化した例、
G鋼、H鋼およびI鋼は、N>14/27×Al+0.
025の関係を満足せず、かつ冷却速度が遅いためにA
lNの粗大化が生じ時効後靱性が劣化した例である。
C鋼はAlが無添加であるため、クリープ強度は160
MPaを確保できているが、時効後靱性は低くなってい
る例、D鋼、E鋼およびF鋼はAlの添加量が多すぎた
ためにAlNの粗大化が生じ時効後靱性が劣化した例、
G鋼、H鋼およびI鋼は、N>14/27×Al+0.
025の関係を満足せず、かつ冷却速度が遅いためにA
lNの粗大化が生じ時効後靱性が劣化した例である。
【0028】
【表1】
【0029】
【表2】
【0030】
【表3】
【0031】
【表4】
【0032】
【発明の効果】以上の如く本発明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、靱性等実用上の特性
も優れており、産業界に貢献するところが極めて大きい
。
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、靱性等実用上の特性
も優れており、産業界に貢献するところが極めて大きい
。
【図1】Al添加の600℃×3000時間時効後靱性
に与える影響を示す図である。
に与える影響を示す図である。
【図2】Al添加の600℃×10万時間クリープ破断
強度に与える影響を示す図である。
強度に与える影響を示す図である。
Claims (2)
- 【請求項1】 質量%でC:0.01〜0.30%、
Si:0.01〜0.80%、Mn:0.10〜1.5
0%、Cr:8.00〜13.00%、W:0.20〜
3.00%、Mo:0.005〜1.00%、V:0.
05〜0.50%、Nb:0.02〜0.15%、B:
0.0003〜0.008%、N:0.03〜0.11
%、Al:0.001〜0.10%を含有し、P:0.
030%以下、S:0.010%以下、O:0.015
%以下に制限し、かつN(mass%)>14/27×
Al(mass%)+0.025の関係を満足し、残部
がFeおよび不可避的不純物よりなることを特徴とする
靱性ならびにクリープ強度に優れたフェライト系耐熱鋼
。 - 【請求項2】 請求項1記載の鋼の熱間加工後の冷却
、あるいは焼ならしまたは焼入れの冷却は、オーステナ
イト領域からマルテンサイト領域である500℃まで5
℃/min 以上の冷却速度で行うことを特徴とする靱
性ならびにクリープ強度に優れたフェライト系耐熱鋼の
製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP13008691A JPH04354856A (ja) | 1991-05-31 | 1991-05-31 | 靱性ならびにクリープ強度に優れたフェライト系耐熱鋼とその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP13008691A JPH04354856A (ja) | 1991-05-31 | 1991-05-31 | 靱性ならびにクリープ強度に優れたフェライト系耐熱鋼とその製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH04354856A true JPH04354856A (ja) | 1992-12-09 |
Family
ID=15025642
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP13008691A Pending JPH04354856A (ja) | 1991-05-31 | 1991-05-31 | 靱性ならびにクリープ強度に優れたフェライト系耐熱鋼とその製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH04354856A (ja) |
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
EP0957181A1 (de) * | 1998-02-27 | 1999-11-17 | Stahlwerk Ergste Westig GmbH | Stahllegierung für Gleitelemente |
US6712913B2 (en) | 2001-05-09 | 2004-03-30 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Ferritic heat-resisting steel |
WO2017180647A1 (en) * | 2016-04-11 | 2017-10-19 | Terrapower, Llc | High temperature, radiation-resistant, ferritic-martensitic steels |
-
1991
- 1991-05-31 JP JP13008691A patent/JPH04354856A/ja active Pending
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
EP0957181A1 (de) * | 1998-02-27 | 1999-11-17 | Stahlwerk Ergste Westig GmbH | Stahllegierung für Gleitelemente |
US6712913B2 (en) | 2001-05-09 | 2004-03-30 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Ferritic heat-resisting steel |
WO2017180647A1 (en) * | 2016-04-11 | 2017-10-19 | Terrapower, Llc | High temperature, radiation-resistant, ferritic-martensitic steels |
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