JP2000080448A - フェライト系耐熱鋼 - Google Patents
フェライト系耐熱鋼Info
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- F28—HEAT EXCHANGE IN GENERAL
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- F28F21/00—Constructions of heat-exchange apparatus characterised by the selection of particular materials
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 長時間クリープ特性に優れた高Ｃｒフェライ
ト系耐熱鋼を提供する。 【解決手段】 フェライトあるいは焼き戻しマルテンサ
イト組織を有するフェライト系耐熱鋼で、粒内にＬ１0
型、あるいはＬ１2 型規則構造を有する金属間化合物相
が均一析出されている高温長時間クリープ強度を有する
フェライト系耐熱鋼、たとえば化学組成において、Ｃｒ
含有量が重量％で、８．０〜１５．０％であって、Ｐｄ
およびＰｔの少なくとも１種が合計重量％で０．１％≦
Ｐｄ＋１／２Ｐｔ≦５．０％含有されているフェライト
系耐熱鋼とする。
ト系耐熱鋼を提供する。 【解決手段】 フェライトあるいは焼き戻しマルテンサ
イト組織を有するフェライト系耐熱鋼で、粒内にＬ１0
型、あるいはＬ１2 型規則構造を有する金属間化合物相
が均一析出されている高温長時間クリープ強度を有する
フェライト系耐熱鋼、たとえば化学組成において、Ｃｒ
含有量が重量％で、８．０〜１５．０％であって、Ｐｄ
およびＰｔの少なくとも１種が合計重量％で０．１％≦
Ｐｄ＋１／２Ｐｔ≦５．０％含有されているフェライト
系耐熱鋼とする。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この出願の発明は、フェライ
ト系耐熱鋼に関するものである。さらに詳しくはこの出
願の発明は、６５０℃を超える高温における長時間クリ
ープ強度に優れ、しかも耐水蒸気酸化性の低下も少な
く、発電用ボイラ・タービン、原子力発電設備、化学工
業装置など従来のフェライト鋼の使用限界温度と考えら
れていた６３０℃を超える高温、高圧下で操業される装
置用材料、具体的には、熱交換用のボイラ関連鋼管ある
いは圧力容器用の鋼板、タービン用材料等に有用な、新
しいフェライト系耐熱鋼に関するものである。
ト系耐熱鋼に関するものである。さらに詳しくはこの出
願の発明は、６５０℃を超える高温における長時間クリ
ープ強度に優れ、しかも耐水蒸気酸化性の低下も少な
く、発電用ボイラ・タービン、原子力発電設備、化学工
業装置など従来のフェライト鋼の使用限界温度と考えら
れていた６３０℃を超える高温、高圧下で操業される装
置用材料、具体的には、熱交換用のボイラ関連鋼管ある
いは圧力容器用の鋼板、タービン用材料等に有用な、新
しいフェライト系耐熱鋼に関するものである。
【０００２】
【従来の技術とその課題】発電用ボイラ・タービン、原
子力発電設備、化学工業装置等の装置は、高温、高圧下
で長時間使用される。したがって、これらの装置に用い
られる耐熱鋼は、高温における強度、耐食性、耐酸化性
および常温における靱性等に優れていることが要求され
ている。これらの用途には、従来、オーステナイト系ス
テンレス鋼（例えばＪＩＳ−ＳＵＳ３２１Ｈ、同ＳＵＳ
３４７Ｈ鋼）、低合金鋼（例えばＪＩＳ−ＳＴＢＡ２４
（２・１／４Ｃｒ−１Ｍｏ）），さらには、９〜１２Ｃ
ｒ系の高Ｃｒフェライト鋼（例えば、ＪＩＳ−ＳＴＢＡ
２６（９Ｃｒ−１Ｍｏ鋼））などが用いられてきた。な
かでも、高Ｃｒフェライト鋼は、５００〜６５０℃の温
度域において、強度、耐食性の点で低合金鋼よりも優れ
ている。また、高Ｃｒフェライト鋼は、オーステナイト
系ステンレス鋼に比べて安価であること、熱伝導率が高
く、かつ熱膨張率が小さいので、耐熱疲労性に優れてい
ること、またスケール剥離が起こりにくい特性を備えて
いることといった特長がある。この他、高Ｃｒフェライ
ト鋼は、応力腐食割れを起こさないことなどの長所を持
っているため、広く利用されている。
子力発電設備、化学工業装置等の装置は、高温、高圧下
で長時間使用される。したがって、これらの装置に用い
られる耐熱鋼は、高温における強度、耐食性、耐酸化性
および常温における靱性等に優れていることが要求され
ている。これらの用途には、従来、オーステナイト系ス
テンレス鋼（例えばＪＩＳ−ＳＵＳ３２１Ｈ、同ＳＵＳ
３４７Ｈ鋼）、低合金鋼（例えばＪＩＳ−ＳＴＢＡ２４
（２・１／４Ｃｒ−１Ｍｏ）），さらには、９〜１２Ｃ
ｒ系の高Ｃｒフェライト鋼（例えば、ＪＩＳ−ＳＴＢＡ
２６（９Ｃｒ−１Ｍｏ鋼））などが用いられてきた。な
かでも、高Ｃｒフェライト鋼は、５００〜６５０℃の温
度域において、強度、耐食性の点で低合金鋼よりも優れ
ている。また、高Ｃｒフェライト鋼は、オーステナイト
系ステンレス鋼に比べて安価であること、熱伝導率が高
く、かつ熱膨張率が小さいので、耐熱疲労性に優れてい
ること、またスケール剥離が起こりにくい特性を備えて
いることといった特長がある。この他、高Ｃｒフェライ
ト鋼は、応力腐食割れを起こさないことなどの長所を持
っているため、広く利用されている。
【０００３】一方、近年、火力発電においては、熱効率
の向上を図るために、ボイラの蒸気条件の高温化、高圧
化が進められている。すなわち、現状の超臨界圧条件５
３８℃、２４６気圧から、将来は６５０℃で３５０気圧
というような超々臨界圧条件での操業が計画されてい
る。このような蒸気条件の変化に伴って、ボイラ用鋼管
に対して要求される性能は、ますます過酷化してきてい
る。そのため、従来の高Ｃｒフェライト鋼は、上記のよ
うな高温における長時間クリープ強度、耐酸化性等の特
性、特に耐水蒸気酸化性について、十分に応えられなく
なってきているのが実状である。なお、水蒸気酸化と
は、高温高圧の水蒸気に曝されるボイラー用鋼管等の表
面で生じる酸化現象である。この酸化が起こり酸化皮膜
（スケール）が生成すると、ボイラーの温度変化にとも
なってスケールが剥離する。剥離したスケールは、鋼管
内の詰まり等のトラブルの原因にもなるので、水蒸気酸
化の防止は重要な課題となっている。
の向上を図るために、ボイラの蒸気条件の高温化、高圧
化が進められている。すなわち、現状の超臨界圧条件５
３８℃、２４６気圧から、将来は６５０℃で３５０気圧
というような超々臨界圧条件での操業が計画されてい
る。このような蒸気条件の変化に伴って、ボイラ用鋼管
に対して要求される性能は、ますます過酷化してきてい
る。そのため、従来の高Ｃｒフェライト鋼は、上記のよ
うな高温における長時間クリープ強度、耐酸化性等の特
性、特に耐水蒸気酸化性について、十分に応えられなく
なってきているのが実状である。なお、水蒸気酸化と
は、高温高圧の水蒸気に曝されるボイラー用鋼管等の表
面で生じる酸化現象である。この酸化が起こり酸化皮膜
（スケール）が生成すると、ボイラーの温度変化にとも
なってスケールが剥離する。剥離したスケールは、鋼管
内の詰まり等のトラブルの原因にもなるので、水蒸気酸
化の防止は重要な課題となっている。
【０００４】オーステナイト系ステンレス鋼は、耐水蒸
気酸化性の点では上記の要求に十分応える材質が既に開
発されているが、発電所の起動・停止に伴う熱歪みに起
因した熱疲労・熱衝撃特性や、靱性に劣るため、大径厚
肉の主蒸気配管等には適用できない。そこで高Ｃｒフェ
ライト鋼の特性を改良して、その使用限界温度を向上さ
せる努力が払われるている。
気酸化性の点では上記の要求に十分応える材質が既に開
発されているが、発電所の起動・停止に伴う熱歪みに起
因した熱疲労・熱衝撃特性や、靱性に劣るため、大径厚
肉の主蒸気配管等には適用できない。そこで高Ｃｒフェ
ライト鋼の特性を改良して、その使用限界温度を向上さ
せる努力が払われるている。
【０００５】そこで、高Ｃｒフェライト鋼の特性の改良
対策として、従来の高Ｃｒフェライト鋼にＷを含有させ
た耐熱鋼が開発されている。例えば、特開平３−９７８
３２号公報には、従来よりもＷ含有量を高くし、さら
に、高温における耐酸化性を向上させるためにＣｕを含
有させた高Ｃｒフェライト鋼が開示されている。また、
特開平４−３７１５５１号公報および特開平４−３７１
５５２号公報には、ＷおよびＭｏを含有させ、ＭｏとＷ
の含有量の適正な割合を選択するとともに、Ｃｏおよび
Ｂの両者を含有させることにより、高温における強度と
靱性を高めた高Ｃｒフェライト鋼が提案されている。
対策として、従来の高Ｃｒフェライト鋼にＷを含有させ
た耐熱鋼が開発されている。例えば、特開平３−９７８
３２号公報には、従来よりもＷ含有量を高くし、さら
に、高温における耐酸化性を向上させるためにＣｕを含
有させた高Ｃｒフェライト鋼が開示されている。また、
特開平４−３７１５５１号公報および特開平４−３７１
５５２号公報には、ＷおよびＭｏを含有させ、ＭｏとＷ
の含有量の適正な割合を選択するとともに、Ｃｏおよび
Ｂの両者を含有させることにより、高温における強度と
靱性を高めた高Ｃｒフェライト鋼が提案されている。
【０００６】これらの高Ｃｒフェライト鋼は、Ｗを多量
に含有しているので、高温クリープ強度に優れている。
しかし、Ｗは、Ｍｏ、Ｃｒ等と共にフェライト生成元素
であるため、多量に含有する場合には、鋼中にδ−フェ
ライトが生成する。その結果、高Ｃｒフェライト鋼の靱
性が低下するという弊害が生じる。このような靱性低下
の防止には、高Ｃｒフェライト鋼の組織をマルテンサイ
ト組織単相とすることが有効である。その点を考慮し
て、特開平５−２６３１９６号公報には、Ｃｒ含有量を
低くすることにより、マルテンサイト組織単相とした耐
熱鋼が開示されている。また、特開平５−３１１３４２
号、同５−３１１３４３号、同５−３１１３４４号、同
５−３１１３４５号、同５−３１１３４６号公報には、
高Ｃｒフェライト鋼に対して、オーステナイト生成元素
であるＮｉ、Ｃｕ、Ｃｏ等を含有させることによって、
靱性を向上させた高Ｃｒフェライト鋼が提案されてい
る。
に含有しているので、高温クリープ強度に優れている。
しかし、Ｗは、Ｍｏ、Ｃｒ等と共にフェライト生成元素
であるため、多量に含有する場合には、鋼中にδ−フェ
ライトが生成する。その結果、高Ｃｒフェライト鋼の靱
性が低下するという弊害が生じる。このような靱性低下
の防止には、高Ｃｒフェライト鋼の組織をマルテンサイ
ト組織単相とすることが有効である。その点を考慮し
て、特開平５−２６３１９６号公報には、Ｃｒ含有量を
低くすることにより、マルテンサイト組織単相とした耐
熱鋼が開示されている。また、特開平５−３１１３４２
号、同５−３１１３４３号、同５−３１１３４４号、同
５−３１１３４５号、同５−３１１３４６号公報には、
高Ｃｒフェライト鋼に対して、オーステナイト生成元素
であるＮｉ、Ｃｕ、Ｃｏ等を含有させることによって、
靱性を向上させた高Ｃｒフェライト鋼が提案されてい
る。
【０００７】上記の特開平５−２６３１９６号公報に開
示されている高Ｃｒフェライト鋼においては、Ｍｏ、Ｎ
ｉ等が、鋼の表面に生成する緻密で安定なコランダム型
のＣｒ2 Ｏ3 からなるスケール層を破壊するために、耐
水蒸気酸化性に劣るという欠点がある。また、特開平５
−３１１３４２号公報等に開示されている高Ｃｒフェラ
イト鋼は、Ｎｉ、Ｃｕ等を多量に含有しているので、Ａ
1 変態点およびＡ3 変態点が低い。そのために、焼きも
どし軟化抵抗が小さいので、長時間クリープ強度が低
い。また、これらの元素が含まれると、Ｃｒ2 Ｏ2 を主
体とする酸化物の構造が変わるので、高Ｃｒフェライト
鋼の耐水蒸気酸化性が悪くなるという欠点がある。
示されている高Ｃｒフェライト鋼においては、Ｍｏ、Ｎ
ｉ等が、鋼の表面に生成する緻密で安定なコランダム型
のＣｒ2 Ｏ3 からなるスケール層を破壊するために、耐
水蒸気酸化性に劣るという欠点がある。また、特開平５
−３１１３４２号公報等に開示されている高Ｃｒフェラ
イト鋼は、Ｎｉ、Ｃｕ等を多量に含有しているので、Ａ
1 変態点およびＡ3 変態点が低い。そのために、焼きも
どし軟化抵抗が小さいので、長時間クリープ強度が低
い。また、これらの元素が含まれると、Ｃｒ2 Ｏ2 を主
体とする酸化物の構造が変わるので、高Ｃｒフェライト
鋼の耐水蒸気酸化性が悪くなるという欠点がある。
【０００８】以上のように、従来のボイラ用高Ｃｒフェ
ライト鋼は、６００℃を超える高温での長時間クリープ
強度が低いという問題があった。これは最終安定組織
が、フェライト母相＋Ｍ23Ｃ5 （あるいはＭ6 Ｃ）＋Ｍ
Ｘ＋ Laves相などの金属間化合物で、これら析出物によ
る強化機構が高温では低下することが主因である。上記
の組織を有するフェライト鋼のクリープ強度を高めるた
めには、マルテンサイトラス粒内を強化する方法と、旧
オーステナイト粒界、およびマルテンサイトラス界面を
強化する方法が考えられるが、これまで粒内強化にはＭ
Ｘ、粒界・ラス界面強化にはＭ23Ｃ6 、 Laves相等の金
属間化合物の安定化が有効と考えられ、種々の合金設計
が為されてきた。しかしながら、高温クリープ抵抗を飛
躍的に向上させる方法は得られていなかった。
ライト鋼は、６００℃を超える高温での長時間クリープ
強度が低いという問題があった。これは最終安定組織
が、フェライト母相＋Ｍ23Ｃ5 （あるいはＭ6 Ｃ）＋Ｍ
Ｘ＋ Laves相などの金属間化合物で、これら析出物によ
る強化機構が高温では低下することが主因である。上記
の組織を有するフェライト鋼のクリープ強度を高めるた
めには、マルテンサイトラス粒内を強化する方法と、旧
オーステナイト粒界、およびマルテンサイトラス界面を
強化する方法が考えられるが、これまで粒内強化にはＭ
Ｘ、粒界・ラス界面強化にはＭ23Ｃ6 、 Laves相等の金
属間化合物の安定化が有効と考えられ、種々の合金設計
が為されてきた。しかしながら、高温クリープ抵抗を飛
躍的に向上させる方法は得られていなかった。
【０００９】そこで、この出願の発明は、以上のような
従来技術の限界を克服し、６５０℃を超えるような高温
においても、長時間クリープ特性に優れた高Ｃｒフェラ
イト系耐熱鋼を提供することを課題としている。
従来技術の限界を克服し、６５０℃を超えるような高温
においても、長時間クリープ特性に優れた高Ｃｒフェラ
イト系耐熱鋼を提供することを課題としている。
【００１０】
【課題を解決するための手段】この出願は、上記の課題
を解決するために、第１の発明として、フェライトある
いは焼き戻しマルテンサイト組織を有するフェライト系
耐熱鋼で、フェライト粒内あるいは焼き戻しマルテンサ
イト粒内にＬ１0 型、あるいはＬ１2 型規則構造を有す
る金属間化合物相が均一析出していることを特徴とする
高温長時間クリープ強度を有するフェライト系耐熱鋼を
提供する。
を解決するために、第１の発明として、フェライトある
いは焼き戻しマルテンサイト組織を有するフェライト系
耐熱鋼で、フェライト粒内あるいは焼き戻しマルテンサ
イト粒内にＬ１0 型、あるいはＬ１2 型規則構造を有す
る金属間化合物相が均一析出していることを特徴とする
高温長時間クリープ強度を有するフェライト系耐熱鋼を
提供する。
【００１１】そして、この出願は、第１の発明につい
て、第２の発明として、Ｃｒ含有量が重量％で、８．０
〜１５．０％であって、ＰｄおよびＰｔの少なくとも１
種が合計重量％で０．１％≦Ｐｄ＋１／２Ｐｔ≦５．０
％含有されているフェライト系耐熱鋼を提供する。ま
た、この出願は、前記第１および第２の発明に関して、
第３の発明として、重量％で、Ｃ：０．０６〜０．１８
％、Ｓｉ：０〜１．０％、Ｍｎ：０〜１．５％、Ｐ：
０．０３０％以下、Ｓ：０．０１５％以下Ｃｒ：８．０
〜１５．０％、Ｗ：０〜４．０％、Ｍｏ：０〜２．０
％、但しＷ＋２Ｍｏ≦４．０％Ｖ：０〜０．５０％、Ｎ
ｂ：０〜０．１５％、Ｔａ：０〜０．３０％、Ｔｉ：０
〜０．１５％、Ｚｒ：０〜０．３０％、Ｈｆ：０〜０．
６０％、Ｎ：０〜０．１０％、Ｂ：０〜０．０３０％、
Ｏ：０．０１０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０５０％以
下を含有し、さらにＰｄ：０〜５．０％、Ｐｔ：０〜１
０．０％、の少なくとも１種を０．１％≦Ｐｄ＋１／２
Ｐｔ≦５．０％の範囲で含有し、残部：Ｆｅおよび不可
避の不純物からなる化学組成を備えたフェライト系耐熱
鋼を、第４の発明として、重量％で、Ｃ：０．０６〜
０．１８％、Ｓｉ：０〜１．０％、Ｍｎ：０〜１．５
％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１５％以下Ｃ
ｒ：８．０〜１５．０％、Ｗ：０〜４．０％、Ｍｏ：０
〜２．０％、但しＷ＋２Ｍｏ≦４．０％Ｖ：０〜０．５
０％、Ｎｂ：０〜０．１５％、Ｔａ：０〜０．３０％、
Ｔｉ：０〜０．１５％、Ｚｒ：０〜０．３０％、Ｈｆ：
０〜０．６０％、Ｎ：０〜０．１０％、Ｂ：０〜０．０
３０％、Ｏ：０．０１０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０
５％以下を含有し、さらにＰｄ：０〜１．０％、Ｐｔ：
０〜２．０％、の少なくとも１種を０．１％≦Ｐｄ＋１
／２Ｐｔ≦１．０％の範囲で含有し、さらに、Ｃｏ：
０．１〜１．５％、Ｎｉ：０．１〜１．５％、Ｃｕ：
０．１〜１．５％、Ｒｈ：０．２〜３．０％、Ａｇ：
０．２〜３．０％、Ｉｒ：０．２〜３．０％、Ａｕ：
０．２〜３．０％、の少なくとも１種を１．０％≦Ｐｄ
＋１／２Ｐｔ＋２Ｃｏ＋２Ｎｉ＋２Ｃｕ＋Ｒｈ＋Ａｇ＋
１／２Ｉｒ＋１／２Ａｕ≦３．０％の範囲で含有し、残
部：Ｆｅおよび不可避の不純物からなる化学組成を備え
たフェライト系耐熱鋼を、第５の発明として、重量％
で、Ｃ：０．０６〜０．１８％、Ｓｉ：０〜１．０％、
Ｍｎ：０〜１．５％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．
０１５％以下Ｃｒ：８．０〜１５．０％、Ｗ：０〜４．
０％、Ｍｏ：０〜２．０％、但しＷ＋２Ｍｏ≦４．０％
Ｖ：０〜０．５０％、Ｎｂ：０〜０．１５％、Ｔａ：０
〜０．３０％、Ｔｉ：０〜０．１５％、Ｚｒ：０〜０．
３０％、Ｈｆ：０〜０．６０％、Ｎ：０〜０．１０％、
Ｂ：０〜０．０３０％、Ｏ：０．０１０％以下、ｓｏ
ｌ．Ａｌ：０．０５％以下を含有し、さらにＰｄ：０〜
１．０％、Ｐｔ：０〜２．０％、の少なくとも１種を
０．１％≦Ｐｄ＋１／２Ｐｔ≦１．０％の範囲で含有
し、さらに、Ｇａ：０．０５〜１．０％、Ｉｎ：０．１
〜１．５％、Ｔｌ：０．２〜３．０％、の少なくとも１
種を０．１％≦２Ｇａ＋Ｉｎ＋１／２Ｔｌ≦１．５％の
範囲で含有し、残部：Ｆｅおよび不可避の不純物からな
る化学組成を備えたフェライト系耐熱鋼を、第６の発明
として、重量％で、Ｃ：０．０６〜０．１８％、Ｓｉ：
０〜１．０％、Ｍｎ：０〜１．５％、Ｐ：０．０３０％
以下、Ｓ：０．０１５％以下Ｃｒ：８．０〜１５．０
％、Ｗ：０〜４．０％、Ｍｏ：０〜２．０％、但しＷ＋
２Ｍｏ≦４．０％Ｖ：０〜０．５０％、Ｎｂ：０〜０．
１５％、Ｔａ：０〜０．３０％、Ｔｉ：０〜０．１５
％、Ｚｒ：０〜０．３０％、Ｈｆ：０〜０．６０％、
Ｎ：０〜０．１０％、Ｂ：０〜０．０３０％、Ｏ：０．
０１０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０５０％以下を含有
し、さらにＰｄ：０〜１．０％、Ｐｔ：０〜２．０％、
の少なくとも１種を０．１％≦Ｐｄ＋１／２Ｐｔ≦１．
０％の範囲で含有し、さらに、Ｃｅ：０．０１〜０．２
０％、Ｐｒ：０．０１〜０．２０％、Ｎｄ：０．０１〜
０．２０％、Ｐｍ：０．０１〜０．２０％、Ｓｍ：０．
０１〜０．２０％、の少なくとも１種を０．０１％≦Ｃ
ｅ＋Ｐｒ＋Ｎｄ＋Ｐｍ＋Ｓｍ≦０．２０％の範囲で含有
し、残部：Ｆｅおよび不可避の不純物からなる化学組成
を備えたフェライト系耐熱鋼を提供する。
て、第２の発明として、Ｃｒ含有量が重量％で、８．０
〜１５．０％であって、ＰｄおよびＰｔの少なくとも１
種が合計重量％で０．１％≦Ｐｄ＋１／２Ｐｔ≦５．０
％含有されているフェライト系耐熱鋼を提供する。ま
た、この出願は、前記第１および第２の発明に関して、
第３の発明として、重量％で、Ｃ：０．０６〜０．１８
％、Ｓｉ：０〜１．０％、Ｍｎ：０〜１．５％、Ｐ：
０．０３０％以下、Ｓ：０．０１５％以下Ｃｒ：８．０
〜１５．０％、Ｗ：０〜４．０％、Ｍｏ：０〜２．０
％、但しＷ＋２Ｍｏ≦４．０％Ｖ：０〜０．５０％、Ｎ
ｂ：０〜０．１５％、Ｔａ：０〜０．３０％、Ｔｉ：０
〜０．１５％、Ｚｒ：０〜０．３０％、Ｈｆ：０〜０．
６０％、Ｎ：０〜０．１０％、Ｂ：０〜０．０３０％、
Ｏ：０．０１０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０５０％以
下を含有し、さらにＰｄ：０〜５．０％、Ｐｔ：０〜１
０．０％、の少なくとも１種を０．１％≦Ｐｄ＋１／２
Ｐｔ≦５．０％の範囲で含有し、残部：Ｆｅおよび不可
避の不純物からなる化学組成を備えたフェライト系耐熱
鋼を、第４の発明として、重量％で、Ｃ：０．０６〜
０．１８％、Ｓｉ：０〜１．０％、Ｍｎ：０〜１．５
％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１５％以下Ｃ
ｒ：８．０〜１５．０％、Ｗ：０〜４．０％、Ｍｏ：０
〜２．０％、但しＷ＋２Ｍｏ≦４．０％Ｖ：０〜０．５
０％、Ｎｂ：０〜０．１５％、Ｔａ：０〜０．３０％、
Ｔｉ：０〜０．１５％、Ｚｒ：０〜０．３０％、Ｈｆ：
０〜０．６０％、Ｎ：０〜０．１０％、Ｂ：０〜０．０
３０％、Ｏ：０．０１０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０
５％以下を含有し、さらにＰｄ：０〜１．０％、Ｐｔ：
０〜２．０％、の少なくとも１種を０．１％≦Ｐｄ＋１
／２Ｐｔ≦１．０％の範囲で含有し、さらに、Ｃｏ：
０．１〜１．５％、Ｎｉ：０．１〜１．５％、Ｃｕ：
０．１〜１．５％、Ｒｈ：０．２〜３．０％、Ａｇ：
０．２〜３．０％、Ｉｒ：０．２〜３．０％、Ａｕ：
０．２〜３．０％、の少なくとも１種を１．０％≦Ｐｄ
＋１／２Ｐｔ＋２Ｃｏ＋２Ｎｉ＋２Ｃｕ＋Ｒｈ＋Ａｇ＋
１／２Ｉｒ＋１／２Ａｕ≦３．０％の範囲で含有し、残
部：Ｆｅおよび不可避の不純物からなる化学組成を備え
たフェライト系耐熱鋼を、第５の発明として、重量％
で、Ｃ：０．０６〜０．１８％、Ｓｉ：０〜１．０％、
Ｍｎ：０〜１．５％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．
０１５％以下Ｃｒ：８．０〜１５．０％、Ｗ：０〜４．
０％、Ｍｏ：０〜２．０％、但しＷ＋２Ｍｏ≦４．０％
Ｖ：０〜０．５０％、Ｎｂ：０〜０．１５％、Ｔａ：０
〜０．３０％、Ｔｉ：０〜０．１５％、Ｚｒ：０〜０．
３０％、Ｈｆ：０〜０．６０％、Ｎ：０〜０．１０％、
Ｂ：０〜０．０３０％、Ｏ：０．０１０％以下、ｓｏ
ｌ．Ａｌ：０．０５％以下を含有し、さらにＰｄ：０〜
１．０％、Ｐｔ：０〜２．０％、の少なくとも１種を
０．１％≦Ｐｄ＋１／２Ｐｔ≦１．０％の範囲で含有
し、さらに、Ｇａ：０．０５〜１．０％、Ｉｎ：０．１
〜１．５％、Ｔｌ：０．２〜３．０％、の少なくとも１
種を０．１％≦２Ｇａ＋Ｉｎ＋１／２Ｔｌ≦１．５％の
範囲で含有し、残部：Ｆｅおよび不可避の不純物からな
る化学組成を備えたフェライト系耐熱鋼を、第６の発明
として、重量％で、Ｃ：０．０６〜０．１８％、Ｓｉ：
０〜１．０％、Ｍｎ：０〜１．５％、Ｐ：０．０３０％
以下、Ｓ：０．０１５％以下Ｃｒ：８．０〜１５．０
％、Ｗ：０〜４．０％、Ｍｏ：０〜２．０％、但しＷ＋
２Ｍｏ≦４．０％Ｖ：０〜０．５０％、Ｎｂ：０〜０．
１５％、Ｔａ：０〜０．３０％、Ｔｉ：０〜０．１５
％、Ｚｒ：０〜０．３０％、Ｈｆ：０〜０．６０％、
Ｎ：０〜０．１０％、Ｂ：０〜０．０３０％、Ｏ：０．
０１０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０５０％以下を含有
し、さらにＰｄ：０〜１．０％、Ｐｔ：０〜２．０％、
の少なくとも１種を０．１％≦Ｐｄ＋１／２Ｐｔ≦１．
０％の範囲で含有し、さらに、Ｃｅ：０．０１〜０．２
０％、Ｐｒ：０．０１〜０．２０％、Ｎｄ：０．０１〜
０．２０％、Ｐｍ：０．０１〜０．２０％、Ｓｍ：０．
０１〜０．２０％、の少なくとも１種を０．０１％≦Ｃ
ｅ＋Ｐｒ＋Ｎｄ＋Ｐｍ＋Ｓｍ≦０．２０％の範囲で含有
し、残部：Ｆｅおよび不可避の不純物からなる化学組成
を備えたフェライト系耐熱鋼を提供する。
【００１２】すなわち、発明者らは、６５０℃を超える
温度における耐水蒸気酸化性を損なうことなく、長時間
クリープ特性を飛躍的に向上できる高Ｃｒフェライト系
耐熱鋼の開発を目標として、高Ｃｒフェライト鋼の高温
長時間クリープ強度および耐水蒸気酸化性等の特性と、
鋼の化学組成および金属組織（ミクロ組織）との関係に
ついて詳細に検討した。その結果、次のような全く新し
い知見を得た。この知見に基づいて前記のこの出願の発
明は完成されている。
温度における耐水蒸気酸化性を損なうことなく、長時間
クリープ特性を飛躍的に向上できる高Ｃｒフェライト系
耐熱鋼の開発を目標として、高Ｃｒフェライト鋼の高温
長時間クリープ強度および耐水蒸気酸化性等の特性と、
鋼の化学組成および金属組織（ミクロ組織）との関係に
ついて詳細に検討した。その結果、次のような全く新し
い知見を得た。この知見に基づいて前記のこの出願の発
明は完成されている。
【００１３】−長時間クリープ強度について− 高Ｃｒフェライト鋼の金属組織は、焼きならしおよ
び焼き戻し処理によって、炭窒化物が析出した焼き戻し
マルテンサイト組織となる。この出発組織によって、鋼
の初期強度が決定される。しかし、６３０℃を超える温
度で使用される場合には、焼き戻しマルテンサイト組織
が時間とともに回復軟化するので、クリープ強度が維持
し得ない。
び焼き戻し処理によって、炭窒化物が析出した焼き戻し
マルテンサイト組織となる。この出発組織によって、鋼
の初期強度が決定される。しかし、６３０℃を超える温
度で使用される場合には、焼き戻しマルテンサイト組織
が時間とともに回復軟化するので、クリープ強度が維持
し得ない。
【００１４】 高Ｃｒフェライト鋼の最終安定組織
は、フェライト母相と、旧オーステナイト粒界・マルテ
ンサイトラス界面に沿って主に析出したＣｒ系炭化物Ｍ
23Ｃ6（Ｍ；Ｃｒ，Ｆｅ，Ｍｏ，Ｗなど）、あるいはＭ
6 Ｃ（Ｍ23Ｃ6 に比べてＷやＭｏが濃化した炭化物）、
ラス粒内に析出したＭＸ炭窒化物（Ｍ；Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈ
ｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａなど、Ｘ；Ｃ，Ｎ）、さらには旧オ
ーステナイト粒界・マルテンサイトラス界面と、一部ラ
ス粒内に析出した Laves相などの金属間化合物で構成さ
れるが、長時間クリープ強度が維持されるためには、こ
れらの析出物が出来るだけ高温長時間まで安定で、凝集
・粗大化しないことが望ましい。
は、フェライト母相と、旧オーステナイト粒界・マルテ
ンサイトラス界面に沿って主に析出したＣｒ系炭化物Ｍ
23Ｃ6（Ｍ；Ｃｒ，Ｆｅ，Ｍｏ，Ｗなど）、あるいはＭ
6 Ｃ（Ｍ23Ｃ6 に比べてＷやＭｏが濃化した炭化物）、
ラス粒内に析出したＭＸ炭窒化物（Ｍ；Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈ
ｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａなど、Ｘ；Ｃ，Ｎ）、さらには旧オ
ーステナイト粒界・マルテンサイトラス界面と、一部ラ
ス粒内に析出した Laves相などの金属間化合物で構成さ
れるが、長時間クリープ強度が維持されるためには、こ
れらの析出物が出来るだけ高温長時間まで安定で、凝集
・粗大化しないことが望ましい。
【００１５】 上記の組織を有するフェライト鋼のク
リープ強度を高めるためには、マルテンサイトラス粒内
を強化する方法と、旧オーステナイト粒界、およびマル
テンサイトラス界面を強化する方法が考えられるが、こ
れまで粒内強化にはＭＸ、粒界・ラス界面強化にはＭ23
Ｃ6 、 Lavesの安定化が有効と考えられてきた。 このような従来の考えに対し、発明者らは、粒内強
化の全く新しい方法として、Ｌ１0 型規則構造を有する
金属間化合物の微細析出が極めて有効であることを初め
て明らかにした。すなわち、ある種のＬ１0 型あるいは
Ｌ１2 金属間化合物はマルテンサイト（フェライト）母
相と｛００１｝α／／｛００１｝Ｌ１0またはＬ１2 、
＜１００＞α／／＜１１０＞Ｌ１0 またはＬ１2、 の結
晶学的方位関係を有して、マルテンサイトラス（フェラ
イト）粒内に均一析出することを見出した。その析出形
態は、析出相がＬ１0 構造の場合、面心正方晶のため、
ａ軸方向には母相格子とし、ｃ軸方向には部分整合で析
出し、また析出相がＬ１2の場合にも母相と析出相の格
子定数差から母相の｛００１｝面に沿って板状の析出形
態となる（たとえば、後述の実施例における表１−Ｎ
ｏ．５についてＬ１0型の析出相を示している図１の透
過電子顕微鏡像を参照することができる）。
リープ強度を高めるためには、マルテンサイトラス粒内
を強化する方法と、旧オーステナイト粒界、およびマル
テンサイトラス界面を強化する方法が考えられるが、こ
れまで粒内強化にはＭＸ、粒界・ラス界面強化にはＭ23
Ｃ6 、 Lavesの安定化が有効と考えられてきた。 このような従来の考えに対し、発明者らは、粒内強
化の全く新しい方法として、Ｌ１0 型規則構造を有する
金属間化合物の微細析出が極めて有効であることを初め
て明らかにした。すなわち、ある種のＬ１0 型あるいは
Ｌ１2 金属間化合物はマルテンサイト（フェライト）母
相と｛００１｝α／／｛００１｝Ｌ１0またはＬ１2 、
＜１００＞α／／＜１１０＞Ｌ１0 またはＬ１2、 の結
晶学的方位関係を有して、マルテンサイトラス（フェラ
イト）粒内に均一析出することを見出した。その析出形
態は、析出相がＬ１0 構造の場合、面心正方晶のため、
ａ軸方向には母相格子とし、ｃ軸方向には部分整合で析
出し、また析出相がＬ１2の場合にも母相と析出相の格
子定数差から母相の｛００１｝面に沿って板状の析出形
態となる（たとえば、後述の実施例における表１−Ｎ
ｏ．５についてＬ１0型の析出相を示している図１の透
過電子顕微鏡像を参照することができる）。
【００１６】 このＬ１0 またはＬ１2 型規則構造を
有する析出相（以後、簡単のためα″相と称する）は、
従来フェライト系耐熱鋼で析出するとされていた Lave
s、μ、χ、σ相等が旧オーステナイト粒界やマルテン
サイトラス界面に不均一析出するのと異なり、ラス粒内
に均一析出することが最大の違いである。 このα″相を析出するフェライト系耐熱鋼のクリー
プ抵抗は、６５０℃を超える高温において、従来の耐熱
鋼に比べて飛躍的に向上することが明らかとなった。
有する析出相（以後、簡単のためα″相と称する）は、
従来フェライト系耐熱鋼で析出するとされていた Lave
s、μ、χ、σ相等が旧オーステナイト粒界やマルテン
サイトラス界面に不均一析出するのと異なり、ラス粒内
に均一析出することが最大の違いである。 このα″相を析出するフェライト系耐熱鋼のクリー
プ抵抗は、６５０℃を超える高温において、従来の耐熱
鋼に比べて飛躍的に向上することが明らかとなった。
【００１７】 さらにこのα″相の析出によっても、
６５０℃を超える高温での耐水蒸気酸化性を劣化させな
いばかりか、これを向上することが明らかとなった。
６５０℃を超える高温での耐水蒸気酸化性を劣化させな
いばかりか、これを向上することが明らかとなった。
【００１８】
【発明の実施の形態】さらに詳しく発明の実施の形態に
ついて説明すると、この発明のフェライト系耐熱鋼は、
前記のとおり、フェライトあるいは焼き戻しマルテンサ
イト組織を有するフェライト系耐熱鋼においては、粒内
にＬ１0 型、あるいはＬ１2 型規則構造をもつ金属間化
合物が均一析出している。この場合のＬ１0 型およびＬ
１2 型の構造は、電子顕微鏡を用いた観察で電子線回折
像から一義的に区別可能とされる。
ついて説明すると、この発明のフェライト系耐熱鋼は、
前記のとおり、フェライトあるいは焼き戻しマルテンサ
イト組織を有するフェライト系耐熱鋼においては、粒内
にＬ１0 型、あるいはＬ１2 型規則構造をもつ金属間化
合物が均一析出している。この場合のＬ１0 型およびＬ
１2 型の構造は、電子顕微鏡を用いた観察で電子線回折
像から一義的に区別可能とされる。
【００１９】この析出相（α″相）の粒内均一析出が特
徴となるこの出願の発明は、これまでに全く知られてい
ないものであり、特にｂ．ｃ．ｃ．母相にｆ．ｃ．ｃ．
の超格子が｛００１｝α／／｛００１｝Ｌ１0 or 2、＜
１００＞α／／＜１１０＞Ｌ１0 or 2の結晶学的方位関
係を有して整合析出することは注目されてよい知見であ
る。
徴となるこの出願の発明は、これまでに全く知られてい
ないものであり、特にｂ．ｃ．ｃ．母相にｆ．ｃ．ｃ．
の超格子が｛００１｝α／／｛００１｝Ｌ１0 or 2、＜
１００＞α／／＜１１０＞Ｌ１0 or 2の結晶学的方位関
係を有して整合析出することは注目されてよい知見であ
る。
【００２０】図２は、ｆ．ｃ．ｃ．とＬ１0 およびＬ１
2 型の規則構造について例示した結晶格子である。図中
の黒丸がたとえば後述のＰｄやＰｔの原子等を示してい
る。α″相の析出については、この出願の第２の発明の
とおり、Ｃｒ含有量が重量％で８．０〜１５．０％であ
って、ＰｄおよびＰｔの少くとも１種が合計量で０．１
≦Ｐｄ＋１／２Ｐｔ≦５．０含有されている化学組成に
おいて実現される。そして化学組成のより具体的な態様
としては、第３の発明のものを好適な組成として示すこ
とができる。
2 型の規則構造について例示した結晶格子である。図中
の黒丸がたとえば後述のＰｄやＰｔの原子等を示してい
る。α″相の析出については、この出願の第２の発明の
とおり、Ｃｒ含有量が重量％で８．０〜１５．０％であ
って、ＰｄおよびＰｔの少くとも１種が合計量で０．１
≦Ｐｄ＋１／２Ｐｔ≦５．０含有されている化学組成に
おいて実現される。そして化学組成のより具体的な態様
としては、第３の発明のものを好適な組成として示すこ
とができる。
【００２１】図３は、Ｌ１0 型構造について、Ｐｄ原子
を用いた場合を示したものである。たとえばこの出願の
第２および第３の発明における合金元素の割合は次の理
由によるものである。Ｃｒ：Ｃｒは、この発明の鋼の高
温における耐食性、耐酸化性、特に耐水蒸気酸化性を確
保するために、必要不可欠な元素である。Ｃｒを含有す
る場合には、鋼の表面にＣｒ酸化物を主体とする緻密な
酸化皮膜が形成される。この酸化皮膜が、本発明鋼の高
温における耐食性や耐酸化性、特に耐水蒸気酸化性を向
上させる。また、Ｃｒは、炭化物を形成してクリープ強
度を向上させる働きを持っている。これらの効果を得る
ためには、Ｃｒ含有量８．０％以上が必要である。一
方、１５．０％を超えると、δ−フェライトが生成しや
すくなるので、靱性の低下が起る。したがって、Ｃｒ含
有量は８．０〜１５．０％とする。
を用いた場合を示したものである。たとえばこの出願の
第２および第３の発明における合金元素の割合は次の理
由によるものである。Ｃｒ：Ｃｒは、この発明の鋼の高
温における耐食性、耐酸化性、特に耐水蒸気酸化性を確
保するために、必要不可欠な元素である。Ｃｒを含有す
る場合には、鋼の表面にＣｒ酸化物を主体とする緻密な
酸化皮膜が形成される。この酸化皮膜が、本発明鋼の高
温における耐食性や耐酸化性、特に耐水蒸気酸化性を向
上させる。また、Ｃｒは、炭化物を形成してクリープ強
度を向上させる働きを持っている。これらの効果を得る
ためには、Ｃｒ含有量８．０％以上が必要である。一
方、１５．０％を超えると、δ−フェライトが生成しや
すくなるので、靱性の低下が起る。したがって、Ｃｒ含
有量は８．０〜１５．０％とする。
【００２２】Ｐｄ：Ｌ１0 型またはＬ１2 型規則構造を
有する金属間化合物相α″相の均一分散析出を促進する
元素である。その効果はＰｄの場合、重量％で０．１％
以上でより顕著となる。Ｐｄは従来から鋼に含有させる
とＡ1 変態点を著しく低下させると考えられていたが、
Ｍｏ，Ｗを含有する高Ｃｒフェライト鋼ではＡ1 変態点
の低下はほとんどなく、またＮｉのような炭窒化物の凝
集粗大化の助長作用もないことが明らかとなった。その
結果６５０℃を超える温度において長時間クリープ強度
を低下させないことが明らかとなった。しかし、５％を
超える多量添加ではその効果は飽和するのでその添加量
を０％〜５％としている。
有する金属間化合物相α″相の均一分散析出を促進する
元素である。その効果はＰｄの場合、重量％で０．１％
以上でより顕著となる。Ｐｄは従来から鋼に含有させる
とＡ1 変態点を著しく低下させると考えられていたが、
Ｍｏ，Ｗを含有する高Ｃｒフェライト鋼ではＡ1 変態点
の低下はほとんどなく、またＮｉのような炭窒化物の凝
集粗大化の助長作用もないことが明らかとなった。その
結果６５０℃を超える温度において長時間クリープ強度
を低下させないことが明らかとなった。しかし、５％を
超える多量添加ではその効果は飽和するのでその添加量
を０％〜５％としている。
【００２３】Ｐｔ：ＰｔはＰｄと同様にＬ１0 型または
Ｌ１2 型規則構造を有する金属間化合物相α″相の均一
分散析出を促進する元素である。母相とα″相の整合歪
みの違いから、クリープ抵抗性を高める効果はＰｄの場
合よりも大きくなる。その効果は重量％で０．１％以上
でより顕著となる。Ｐｔについても従来から鋼に含有さ
せるとＡ1 変態点を著しく低下させると考えられていた
が、Ｍｏ，Ｗを含有する高Ｃｒフェライト鋼ではＡ1 変
態点の低下は顕著でなく、またＮｉのような炭窒化物の
凝集粗大化の助長作用も全くないことが明らかとなっ
た。その結果６５０℃を超える温度においても長時間ク
リープ強度を低下させないことが明らかとなった。しか
し、１０％を超える多量添加は必要ではなく、その添加
量を０〜１０．０％としている。
Ｌ１2 型規則構造を有する金属間化合物相α″相の均一
分散析出を促進する元素である。母相とα″相の整合歪
みの違いから、クリープ抵抗性を高める効果はＰｄの場
合よりも大きくなる。その効果は重量％で０．１％以上
でより顕著となる。Ｐｔについても従来から鋼に含有さ
せるとＡ1 変態点を著しく低下させると考えられていた
が、Ｍｏ，Ｗを含有する高Ｃｒフェライト鋼ではＡ1 変
態点の低下は顕著でなく、またＮｉのような炭窒化物の
凝集粗大化の助長作用も全くないことが明らかとなっ
た。その結果６５０℃を超える温度においても長時間ク
リープ強度を低下させないことが明らかとなった。しか
し、１０％を超える多量添加は必要ではなく、その添加
量を０〜１０．０％としている。
【００２４】そして何よりもＰｄとＰｔの添加について
は、１種または２種のいずれの場合にも、０．１％≦Ｐ
ｄ＋１／２Ｐｔ≦５．０％の範囲で所望の効果が得られ
る。このため、０．１％≦Ｐｄ＋１／２Ｐｔ≦５．０％
の範囲にあるものとする。Ｃ：Ｃは重要なオーステナイ
ト生成元素としてδ−フェライト相の抑制効果を有する
と共に、鋼の焼き入れ性を著しく高めてマルテンサイト
相母相を形成するのに不可欠の元素である。さらにＭＣ
型炭化物（ＭはＶ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆ等の
合金元素、ＭＸ型炭窒化物（ＭはＭＣの場合に同じ、
Ｘ；Ｃ、Ｎ）の形態をとることもある）、Ｍ7 Ｃ3 型炭
化物（Ｍ；Ｃｒ，Ｆｅ，Ｍｏ，Ｗ等の合金元素）、Ｍ23
Ｃ6 型炭化物（ＭはＭ7 Ｃ3 に同じ）、あるいはＭ6 Ｃ
型炭化物を形成する。これらの炭化物は、本発明鋼の特
性に著しい影響を及ぼす。高Ｃｒフェライト鋼は、通
常、焼きならしおよび焼きもどし処理によって焼きもど
しマルテンサイト組織として使用される。６３０℃を超
えるような高温下で長時間使用される場合には、ＭＸ等
の微細な炭化物の析出が進行する。これらの炭化物は、
長時間クリープ強度を維持する働きをする。この炭化物
の効果を得るためには、０．０６重量％（以下、化学組
成の％表示は重量％）以上のＣが必要である。一方、Ｃ
含有量が０．１８％を超えると、高温下で使用される
際、初期段階から炭化物の凝集と粗大化が起こり、長時
間のクリープ強度が低下する。したがって、Ｃ含有量は
０．０６〜０．１８％が適当である。
は、１種または２種のいずれの場合にも、０．１％≦Ｐ
ｄ＋１／２Ｐｔ≦５．０％の範囲で所望の効果が得られ
る。このため、０．１％≦Ｐｄ＋１／２Ｐｔ≦５．０％
の範囲にあるものとする。Ｃ：Ｃは重要なオーステナイ
ト生成元素としてδ−フェライト相の抑制効果を有する
と共に、鋼の焼き入れ性を著しく高めてマルテンサイト
相母相を形成するのに不可欠の元素である。さらにＭＣ
型炭化物（ＭはＶ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆ等の
合金元素、ＭＸ型炭窒化物（ＭはＭＣの場合に同じ、
Ｘ；Ｃ、Ｎ）の形態をとることもある）、Ｍ7 Ｃ3 型炭
化物（Ｍ；Ｃｒ，Ｆｅ，Ｍｏ，Ｗ等の合金元素）、Ｍ23
Ｃ6 型炭化物（ＭはＭ7 Ｃ3 に同じ）、あるいはＭ6 Ｃ
型炭化物を形成する。これらの炭化物は、本発明鋼の特
性に著しい影響を及ぼす。高Ｃｒフェライト鋼は、通
常、焼きならしおよび焼きもどし処理によって焼きもど
しマルテンサイト組織として使用される。６３０℃を超
えるような高温下で長時間使用される場合には、ＭＸ等
の微細な炭化物の析出が進行する。これらの炭化物は、
長時間クリープ強度を維持する働きをする。この炭化物
の効果を得るためには、０．０６重量％（以下、化学組
成の％表示は重量％）以上のＣが必要である。一方、Ｃ
含有量が０．１８％を超えると、高温下で使用される
際、初期段階から炭化物の凝集と粗大化が起こり、長時
間のクリープ強度が低下する。したがって、Ｃ含有量は
０．０６〜０．１８％が適当である。
【００２５】Ｓｉ：Ｓｉは、溶鋼の脱酸剤として用いら
れる。この外、高温における耐水蒸気酸化性を向上させ
るのに有効な元素である。しかし、過剰な場合は、鋼の
靱性が低下するので、１％以下がよい。溶鋼が十分なＡ
ｌ量で脱酸される場合には、特にＳｉを含む必要はな
い。Ｍｎ：Ｍｎは、通常ＳをＭｎＳとして固定し、鋼の
熱間加工性を向上させるために添加されてきたが、十分
に脱硫された鋼においては特に添加する必要はない。本
発明鋼においては、Ｍｎは高応力下での短時間クリープ
強度を向上させる効果もあるため、必要に応じて添加さ
れる。一方、Ｍｎ含有量が１．５％を超えると、鋼の靱
性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０〜１．５％
としている。
れる。この外、高温における耐水蒸気酸化性を向上させ
るのに有効な元素である。しかし、過剰な場合は、鋼の
靱性が低下するので、１％以下がよい。溶鋼が十分なＡ
ｌ量で脱酸される場合には、特にＳｉを含む必要はな
い。Ｍｎ：Ｍｎは、通常ＳをＭｎＳとして固定し、鋼の
熱間加工性を向上させるために添加されてきたが、十分
に脱硫された鋼においては特に添加する必要はない。本
発明鋼においては、Ｍｎは高応力下での短時間クリープ
強度を向上させる効果もあるため、必要に応じて添加さ
れる。一方、Ｍｎ含有量が１．５％を超えると、鋼の靱
性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０〜１．５％
としている。
【００２６】Ｐ、Ｓ：ＰおよびＳは、不可避の不純物と
して鋼中に含有され、熱間加工性、溶接部の靱性等に悪
影響を及ぼす元素である。いずれも、含有量はできるだ
け低い方がよい。Ｐ、Ｓの含有量は、それぞれ０．０３
０％以下、０．０１５％以下が望ましい。Ｗ：Ｗは、本
発明鋼において、クリープ強度を高める上で有効な元素
の１つである。Ｗは、固溶状態にあってはマルテンサイ
ト相母相を強化し、さらに鋼が高温下で使用される場合
には、Ｆｅ7 Ｗ6 型のμ相、あるいはＦｅ2 Ｗ型の Lav
es相などを主体とする金属間化合物を形成し、微細析出
相を通して、長時間クリープ強度を向上させる。また、
ＷはＭ23Ｃ6 等のＣｒ炭化物中にも一部固溶し、炭化物
の凝集、粗大化を抑制する働きがあるので、本発明鋼の
高温における強度の維持にも有効な元素である。Ｗのこ
の効果を得るためには、微量添加では固溶強化、１％を
超える添加では析出強化が顕著となる。一方、４．０％
を超えるとδ−フェライトが生成しやすくなり、靱性が
低下する。また、Ｍｏ（後述）と同時に添加する場合は
その含有量をＷ＋２Ｍｏ≦４．０％とするのがよい。さ
らに、他の強化元素で鋼が十分強化されている場合はＷ
を含有させなくてもよい。
して鋼中に含有され、熱間加工性、溶接部の靱性等に悪
影響を及ぼす元素である。いずれも、含有量はできるだ
け低い方がよい。Ｐ、Ｓの含有量は、それぞれ０．０３
０％以下、０．０１５％以下が望ましい。Ｗ：Ｗは、本
発明鋼において、クリープ強度を高める上で有効な元素
の１つである。Ｗは、固溶状態にあってはマルテンサイ
ト相母相を強化し、さらに鋼が高温下で使用される場合
には、Ｆｅ7 Ｗ6 型のμ相、あるいはＦｅ2 Ｗ型の Lav
es相などを主体とする金属間化合物を形成し、微細析出
相を通して、長時間クリープ強度を向上させる。また、
ＷはＭ23Ｃ6 等のＣｒ炭化物中にも一部固溶し、炭化物
の凝集、粗大化を抑制する働きがあるので、本発明鋼の
高温における強度の維持にも有効な元素である。Ｗのこ
の効果を得るためには、微量添加では固溶強化、１％を
超える添加では析出強化が顕著となる。一方、４．０％
を超えるとδ−フェライトが生成しやすくなり、靱性が
低下する。また、Ｍｏ（後述）と同時に添加する場合は
その含有量をＷ＋２Ｍｏ≦４．０％とするのがよい。さ
らに、他の強化元素で鋼が十分強化されている場合はＷ
を含有させなくてもよい。
【００２７】Ｍｏ：Ｍｏは、Ｗと同様に微量では固溶強
化、１％超では析出強化に寄与し、クリープ強度を高め
るが、析出強化の寄与する温度範囲はＷに比べて低温側
（６００℃以下）で顕著である。またＭｏを含むＭ23Ｃ
6 、あるいはＭ7 Ｃ3 型炭化物は、高温で安定であるた
めに、長時間クリープ強度の確保に対して有効な元素で
ある。一方、２．０％を超えるとδ−フェライトが生成
しやすくなり、靱性が低下する。また、Ｗ（前述）と同
時に添加する場合はその含有量をＷ＋２Ｍｏ≦４．０％
の範囲とする。さらに、他の強化元素で鋼が十分強化さ
れている場合はＭｏを含有させなくてもよい。
化、１％超では析出強化に寄与し、クリープ強度を高め
るが、析出強化の寄与する温度範囲はＷに比べて低温側
（６００℃以下）で顕著である。またＭｏを含むＭ23Ｃ
6 、あるいはＭ7 Ｃ3 型炭化物は、高温で安定であるた
めに、長時間クリープ強度の確保に対して有効な元素で
ある。一方、２．０％を超えるとδ−フェライトが生成
しやすくなり、靱性が低下する。また、Ｗ（前述）と同
時に添加する場合はその含有量をＷ＋２Ｍｏ≦４．０％
の範囲とする。さらに、他の強化元素で鋼が十分強化さ
れている場合はＭｏを含有させなくてもよい。
【００２８】Ｖ：Ｖは、微細な炭窒化物を形成してクリ
ープ強度の向上に寄与する元素である。Ｖの効果は、含
有量０．１０％以上で現れる。一方、含有量が０．５０
％を超えると、その効果は飽和するので、Ｖ含有量は
０．１０〜０．５０％とする。Ｎｂ：Ｎｂは、窒化物お
よび炭窒化物の形成により、鋼の強度および靱性を向上
させる。その効果を得るには、Ｎｂ含有量０．０３％以
上を必要とする。ただし、０．１４％を超えると、Ｎｂ
の効果は飽和するので、Ｎｂ含有量は、０．０３〜０．
１４％が適当である。
ープ強度の向上に寄与する元素である。Ｖの効果は、含
有量０．１０％以上で現れる。一方、含有量が０．５０
％を超えると、その効果は飽和するので、Ｖ含有量は
０．１０〜０．５０％とする。Ｎｂ：Ｎｂは、窒化物お
よび炭窒化物の形成により、鋼の強度および靱性を向上
させる。その効果を得るには、Ｎｂ含有量０．０３％以
上を必要とする。ただし、０．１４％を超えると、Ｎｂ
の効果は飽和するので、Ｎｂ含有量は、０．０３〜０．
１４％が適当である。
【００２９】Ｔａ：Ｔａは、Ｎｂと同様に窒化物および
炭窒化物の形成により、微量添加でも鋼の強度および靱
性を向上させる。ただし、０．３０％を超えると、Ｔａ
の効果は飽和するので、Ｔａ含有量は、０〜０．３０％
が適当である。Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆ
は、Ｎｂ，Ｔａよりさらに強力な窒化物および炭窒化物
の形成元素であり、微量添加でも鋼の強度および靱性を
向上させる。さらに、粒界強化にも寄与し、高温クリー
プ抵抗を向上させる。ただし、それぞれ０．１５％、
０．３０％、０．６０％を超えると、その効果は飽和す
るので、それぞれの含有量は、Ｔｉ：０〜０．１５％、
Ｚｒ：０〜０．３０％、Ｈｆ：０〜０．６０％が適当で
ある。
炭窒化物の形成により、微量添加でも鋼の強度および靱
性を向上させる。ただし、０．３０％を超えると、Ｔａ
の効果は飽和するので、Ｔａ含有量は、０〜０．３０％
が適当である。Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆ
は、Ｎｂ，Ｔａよりさらに強力な窒化物および炭窒化物
の形成元素であり、微量添加でも鋼の強度および靱性を
向上させる。さらに、粒界強化にも寄与し、高温クリー
プ抵抗を向上させる。ただし、それぞれ０．１５％、
０．３０％、０．６０％を超えると、その効果は飽和す
るので、それぞれの含有量は、Ｔｉ：０〜０．１５％、
Ｚｒ：０〜０．３０％、Ｈｆ：０〜０．６０％が適当で
ある。
【００３０】Ｎ：ＮはＣ同様に重要なオーステナイト生
成元素としてδ−フェライト相の抑制効果を有すると共
に、鋼の焼き入れ性を高めてマルテンサイト相を形成す
る元素である。さらにＭＸ型炭窒化物を形成し、本発明
鋼の特性に著しい影響を及ぼすが、所望の性能に応じて
ＣとＮの添加割合を制御するのが重要である。すなわ
ち、本発明鋼においては、ＣおよびＰｄ，Ｐｔ等により
δ−フェライト相を十分抑制可能であり、かつ６５０℃
を超える高温におけるクリープ強度を重視する場合には
Ｎの多量添加は特に必要ない。一方、焼き入れ性を十分
高めてδ−フェライト相を抑制することを重視する場合
にはＮを添加するのが良い。その場合にも多量添加によ
り窒化物の粗大化が進行すると、靱性の低下が著しくな
るので、Ｎ含有量が０〜０．１０％とした。
成元素としてδ−フェライト相の抑制効果を有すると共
に、鋼の焼き入れ性を高めてマルテンサイト相を形成す
る元素である。さらにＭＸ型炭窒化物を形成し、本発明
鋼の特性に著しい影響を及ぼすが、所望の性能に応じて
ＣとＮの添加割合を制御するのが重要である。すなわ
ち、本発明鋼においては、ＣおよびＰｄ，Ｐｔ等により
δ−フェライト相を十分抑制可能であり、かつ６５０℃
を超える高温におけるクリープ強度を重視する場合には
Ｎの多量添加は特に必要ない。一方、焼き入れ性を十分
高めてδ−フェライト相を抑制することを重視する場合
にはＮを添加するのが良い。その場合にも多量添加によ
り窒化物の粗大化が進行すると、靱性の低下が著しくな
るので、Ｎ含有量が０〜０．１０％とした。
【００３１】Ｂ：Ｂが微量、鋼中に含まれると、主にＭ
23Ｏ6 型等の炭化物が微細に分散析出し凝集粗大化が抑
制されるため、高温長時間クリープ強度が向上する。ま
た、厚肉材などで熱処理後の冷却速度が遅い場合には、
焼き入れ性を高めて高温強度を向上させる働きがある。
この発明鋼では、Ｂを含有しなくてもよいが、高温強度
を高める目的で含有させてもよい。Ｂの効果は、０．０
００５％以上で顕著となるので、含有させる場合は０．
０００５％以上とするのが望ましい。しかし、０．０３
０％を超えると粗大な析出物を形成し、靱性を低下させ
るので、その上限は０．０３０％とした。
23Ｏ6 型等の炭化物が微細に分散析出し凝集粗大化が抑
制されるため、高温長時間クリープ強度が向上する。ま
た、厚肉材などで熱処理後の冷却速度が遅い場合には、
焼き入れ性を高めて高温強度を向上させる働きがある。
この発明鋼では、Ｂを含有しなくてもよいが、高温強度
を高める目的で含有させてもよい。Ｂの効果は、０．０
００５％以上で顕著となるので、含有させる場合は０．
０００５％以上とするのが望ましい。しかし、０．０３
０％を超えると粗大な析出物を形成し、靱性を低下させ
るので、その上限は０．０３０％とした。
【００３２】Ｏ（酸素）：Ｏは、不可避の不純物として
鋼中に含有され、粗大な酸化物として偏在すると靱性等
に悪影響を及ぼす元素である。特に、靱性を確保するた
めには、極力低い方がよい。Ｏ含有量０．０２０％以下
の場合には、この発明鋼の靱性への影響は小さいので、
上限は、０．０２０％とした。ｓｏｌ．Ａｌ：Ａｌは、
おもに溶鋼の脱酸剤として添加される。鋼中には、酸化
物としてのＡｌと、酸化物以外の形態で存在するＡｌが
あり、通常後者のＡｌは分析上、塩酸可溶Ａｌ（ｓｏ
ｌ．Ａｌ）として区別されている。脱酸効果を得るため
には、ｓｏｌ．Ａｌ含有量として０．００１％以上が必
要である。一方、０．０５０％を超えるとクリープ強度
の低下を招く。また、他の方法によって溶鋼を脱酸可能
であれば、Ａｌを添加しなくてもよい。したがって、ｓ
ｏｌ．Ａｌ含有量は、０．０５０％以下とした。
鋼中に含有され、粗大な酸化物として偏在すると靱性等
に悪影響を及ぼす元素である。特に、靱性を確保するた
めには、極力低い方がよい。Ｏ含有量０．０２０％以下
の場合には、この発明鋼の靱性への影響は小さいので、
上限は、０．０２０％とした。ｓｏｌ．Ａｌ：Ａｌは、
おもに溶鋼の脱酸剤として添加される。鋼中には、酸化
物としてのＡｌと、酸化物以外の形態で存在するＡｌが
あり、通常後者のＡｌは分析上、塩酸可溶Ａｌ（ｓｏ
ｌ．Ａｌ）として区別されている。脱酸効果を得るため
には、ｓｏｌ．Ａｌ含有量として０．００１％以上が必
要である。一方、０．０５０％を超えるとクリープ強度
の低下を招く。また、他の方法によって溶鋼を脱酸可能
であれば、Ａｌを添加しなくてもよい。したがって、ｓ
ｏｌ．Ａｌ含有量は、０．０５０％以下とした。
【００３３】また、この出願の第４〜６の発明において
は、前記のα″相の析出について、Ｐｄ，Ｐｔの元素添
加量を低減した化学組成を提供している。すなわち、Ｐ
ｄ，Ｐｔの含有量については、０．１％≦Ｐｄ＋１／２
Ｐｔ≦１．０％とし、さらなる添加元素として、第４の
発明では、Ｃｏ：０．１〜１．５％、Ｎｉ：０．１〜
１．５％、Ｃｕ：０．１〜１．５％、Ｒｈ：０．２〜
３．０％、Ａｇ：０．２〜３．０％、Ｉｒ：０．２〜
３．０％、Ａｕ：０．２〜３．０％、の少なくとも１種
を１．０％≦Ｐｄ＋１／２Ｐｔ＋２Ｃｏ＋２Ｎｉ＋２Ｃ
ｕ＋Ｒｈ＋Ａｇ＋１／２Ｉｒ＋１／２Ａｕ≦３．０％の
範囲で含有している。
は、前記のα″相の析出について、Ｐｄ，Ｐｔの元素添
加量を低減した化学組成を提供している。すなわち、Ｐ
ｄ，Ｐｔの含有量については、０．１％≦Ｐｄ＋１／２
Ｐｔ≦１．０％とし、さらなる添加元素として、第４の
発明では、Ｃｏ：０．１〜１．５％、Ｎｉ：０．１〜
１．５％、Ｃｕ：０．１〜１．５％、Ｒｈ：０．２〜
３．０％、Ａｇ：０．２〜３．０％、Ｉｒ：０．２〜
３．０％、Ａｕ：０．２〜３．０％、の少なくとも１種
を１．０％≦Ｐｄ＋１／２Ｐｔ＋２Ｃｏ＋２Ｎｉ＋２Ｃ
ｕ＋Ｒｈ＋Ａｇ＋１／２Ｉｒ＋１／２Ａｕ≦３．０％の
範囲で含有している。
【００３４】第５の発明では、Ｇａ：０．０５〜１．０
％、Ｉｎ：０．１〜１．５％、Ｔｌ：０．２〜３．０
％、の少なくとも１種を０．１％≦２Ｇａ＋Ｉｎ＋１／
２Ｔｌ≦１．５％の範囲で含有している。第６の発明で
は、Ｃｅ：０．０１〜０．２０％、Ｐｒ：０．０１〜
０．２０％、Ｎｄ：０．０１〜０．２０％、Ｐｍ：０．
０１〜０．２０％、Ｓｍ：０．０１〜０．２０％、の少
なくとも１種を０．１％≦Ｃｅ＋Ｐｒ＋Ｎｄ＋Ｐｍ＋Ｓ
ｍ≦０．２０％の範囲で含有している。
％、Ｉｎ：０．１〜１．５％、Ｔｌ：０．２〜３．０
％、の少なくとも１種を０．１％≦２Ｇａ＋Ｉｎ＋１／
２Ｔｌ≦１．５％の範囲で含有している。第６の発明で
は、Ｃｅ：０．０１〜０．２０％、Ｐｒ：０．０１〜
０．２０％、Ｎｄ：０．０１〜０．２０％、Ｐｍ：０．
０１〜０．２０％、Ｓｍ：０．０１〜０．２０％、の少
なくとも１種を０．１％≦Ｃｅ＋Ｐｒ＋Ｎｄ＋Ｐｍ＋Ｓ
ｍ≦０．２０％の範囲で含有している。
【００３５】Ｃｏ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｒｈ，Ａｇ，Ｉｒ，Ａ
ｕ：この発明の合金にあってはＬ１0 型あるいはＬ１2
型規則構造を有する金属間化合物相α″相を均一分散析
出させるのにＰｄ，Ｐｔが有効であるが、その一部をＣ
ｏ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｒｈ，Ａｇ，Ｉｒ，Ａｕで置換可能で
ある。その効果はＣｏ：０．１〜１．５％、Ｎｉ：０．
１〜１．５％、Ｃｕ：０．１〜１．５％、Ｒｈ：０．２
〜３．０％、Ａｇ：０．２〜３．０％、Ｉｒ：０．２〜
３．０％、Ａｕ：０．２〜３．０％、で顕著であるが、
多量添加は不要であり、複合添加する際には１．０％≦
Ｐｄ＋１／２Ｐｔ＋２Ｃｏ＋２Ｎｉ＋２Ｃｕ＋Ｒｈ＋Ａ
ｇ＋１／２Ｉｒ＋１／２Ａｕ≦３．０％の範囲で含有さ
せるのが良い。
ｕ：この発明の合金にあってはＬ１0 型あるいはＬ１2
型規則構造を有する金属間化合物相α″相を均一分散析
出させるのにＰｄ，Ｐｔが有効であるが、その一部をＣ
ｏ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｒｈ，Ａｇ，Ｉｒ，Ａｕで置換可能で
ある。その効果はＣｏ：０．１〜１．５％、Ｎｉ：０．
１〜１．５％、Ｃｕ：０．１〜１．５％、Ｒｈ：０．２
〜３．０％、Ａｇ：０．２〜３．０％、Ｉｒ：０．２〜
３．０％、Ａｕ：０．２〜３．０％、で顕著であるが、
多量添加は不要であり、複合添加する際には１．０％≦
Ｐｄ＋１／２Ｐｔ＋２Ｃｏ＋２Ｎｉ＋２Ｃｕ＋Ｒｈ＋Ａ
ｇ＋１／２Ｉｒ＋１／２Ａｕ≦３．０％の範囲で含有さ
せるのが良い。
【００３６】Ｇａ，Ｉｎ，Ｔｌ：この発明の合金にあっ
てはＬ１0 型あるいはＬ１2 型規則構造を有する金属間
化合物相α″相を均一分散析出させるのにＰｄ，Ｐｔが
有効であるが、Ｇａ，Ｉｎ，Ｔｌの添加でＰｄ，Ｐｔの
添加量が少なくても同様な効果が得られることが明らか
となった。その効果はＧａ：０．０５〜１．０％、Ｉ
ｎ：０．１〜１．５％、Ｔｌ：０．２〜３．０％、の少
なくとも１種を０．１％≦２Ｇａ＋Ｉｎ＋１／２Ｔｌ≦
１．５％の範囲で含有する場合に顕著であり、その場合
には０．１％≦Ｐｄ＋１／２Ｐｔ≦１．０％の添加で目
的の性能が得られる。
てはＬ１0 型あるいはＬ１2 型規則構造を有する金属間
化合物相α″相を均一分散析出させるのにＰｄ，Ｐｔが
有効であるが、Ｇａ，Ｉｎ，Ｔｌの添加でＰｄ，Ｐｔの
添加量が少なくても同様な効果が得られることが明らか
となった。その効果はＧａ：０．０５〜１．０％、Ｉ
ｎ：０．１〜１．５％、Ｔｌ：０．２〜３．０％、の少
なくとも１種を０．１％≦２Ｇａ＋Ｉｎ＋１／２Ｔｌ≦
１．５％の範囲で含有する場合に顕著であり、その場合
には０．１％≦Ｐｄ＋１／２Ｐｔ≦１．０％の添加で目
的の性能が得られる。
【００３７】Ｃｅ，Ｐｒ，Ｎｄ，Ｐｍ，Ｓｍ：この発明
の合金にあってはＬ１0 型あるいはＬ１2 型規則構造を
有する金属間化合物相α″相を均一分散析出させるのに
Ｐｄ，Ｐｔが有効であるが、Ｃｅ，Ｐｒ，Ｎｄ，Ｐｍ，
Ｓｍの添加で、α″相の均一分散析出が促進されること
が明らかとなった。その効果はＣｅ：０．０１〜０．２
０％、Ｐｒ：０．０１〜０．２０％、Ｎｄ：０．０１〜
０．２０％、Ｐｍ：０．０１〜０．２０％、Ｓｍ：０．
０１〜０．２０％の少なくとも１種を０．０１％≦Ｃｅ
＋Ｐｒ＋Ｎｄ＋Ｐｍ＋Ｓｍ≦０．２０％の範囲で含有
し、かつＰｄ：０．１〜１．０％、Ｐｔ：０．２〜２．
０％、の少なくとも１種を０．１％≦Ｐｄ＋１／２Ｐｔ
≦１．０％の範囲で含有する場合に目的の性能が得られ
る。
の合金にあってはＬ１0 型あるいはＬ１2 型規則構造を
有する金属間化合物相α″相を均一分散析出させるのに
Ｐｄ，Ｐｔが有効であるが、Ｃｅ，Ｐｒ，Ｎｄ，Ｐｍ，
Ｓｍの添加で、α″相の均一分散析出が促進されること
が明らかとなった。その効果はＣｅ：０．０１〜０．２
０％、Ｐｒ：０．０１〜０．２０％、Ｎｄ：０．０１〜
０．２０％、Ｐｍ：０．０１〜０．２０％、Ｓｍ：０．
０１〜０．２０％の少なくとも１種を０．０１％≦Ｃｅ
＋Ｐｒ＋Ｎｄ＋Ｐｍ＋Ｓｍ≦０．２０％の範囲で含有
し、かつＰｄ：０．１〜１．０％、Ｐｔ：０．２〜２．
０％、の少なくとも１種を０．１％≦Ｐｄ＋１／２Ｐｔ
≦１．０％の範囲で含有する場合に目的の性能が得られ
る。
【００３８】たとえば以上の化学組成を有するこの発明
のフェライト系耐熱鋼については、通常工業的に用いら
れている製造設備および製造プロセスによって製造する
ことができる。前記の化学組成の鋼を得るには、電気
炉、転炉などの炉によって精錬し、脱酸剤および合金元
素の添加によって成分調整すればよい。特に、厳密な成
分調整を必要とする場合には、合金元素を添加する前
に、溶鋼に真空処理を施す方法を採ってもよい。
のフェライト系耐熱鋼については、通常工業的に用いら
れている製造設備および製造プロセスによって製造する
ことができる。前記の化学組成の鋼を得るには、電気
炉、転炉などの炉によって精錬し、脱酸剤および合金元
素の添加によって成分調整すればよい。特に、厳密な成
分調整を必要とする場合には、合金元素を添加する前
に、溶鋼に真空処理を施す方法を採ってもよい。
【００３９】所定の化学組成に調整された溶鋼は、連続
鋳造法または造塊法によって、スラブ、ビレットまたは
鋼塊に鋳造される。これらのスラブ、鋼塊などから、鋼
管、鋼板などを製造する。継ぎ目無し鋼管を製造する場
合には、例えば、ビレットを押し出し、あるいは鍛造に
よって製管すればよい。また、鋼板を製造する場合に
は、スラブを熱間圧延することによって熱延鋼板を得る
ことができる。冷延鋼板を製造する場合には、熱延鋼板
をさらに冷間圧延すればよい。なお、得られた鋼管、鋼
板については、必要に応じて焼鈍等の熱処理を施し、所
定の特性に調整する。また、熱間加工後、冷間圧延等の
冷間加工を行う場合には、通常冷間加工に先立って、焼
鈍および酸洗処理を施すこともできる。
鋳造法または造塊法によって、スラブ、ビレットまたは
鋼塊に鋳造される。これらのスラブ、鋼塊などから、鋼
管、鋼板などを製造する。継ぎ目無し鋼管を製造する場
合には、例えば、ビレットを押し出し、あるいは鍛造に
よって製管すればよい。また、鋼板を製造する場合に
は、スラブを熱間圧延することによって熱延鋼板を得る
ことができる。冷延鋼板を製造する場合には、熱延鋼板
をさらに冷間圧延すればよい。なお、得られた鋼管、鋼
板については、必要に応じて焼鈍等の熱処理を施し、所
定の特性に調整する。また、熱間加工後、冷間圧延等の
冷間加工を行う場合には、通常冷間加工に先立って、焼
鈍および酸洗処理を施すこともできる。
【００４０】そこで以下に実施例を示し、さらに詳しく
この発明について説明する。
この発明について説明する。
【００４１】
【実施例】表１に特性試験に用いた供試材としての従来
鋼とこの発明の鋼の化学組成を、表２にはその特性の試
験結果を示した。なお、表１の中で、Ｎｏ．１、および
Ｎｏ．２は従来の高Ｃｒフェライト鋼（従来鋼）であっ
て、Ｎｏ．１はＡＳＴＭ−Ａ２１３−Ｔ９１、Ｎｏ．２
はＤＩＮ−Ｘ２０ＣｒＭｏＷＶ１２１に規定されている
化学組成の供試材である。
鋼とこの発明の鋼の化学組成を、表２にはその特性の試
験結果を示した。なお、表１の中で、Ｎｏ．１、および
Ｎｏ．２は従来の高Ｃｒフェライト鋼（従来鋼）であっ
て、Ｎｏ．１はＡＳＴＭ−Ａ２１３−Ｔ９１、Ｎｏ．２
はＤＩＮ−Ｘ２０ＣｒＭｏＷＶ１２１に規定されている
化学組成の供試材である。
【００４２】各供試材の製造方法は次のとおりである。
まず、容量１０ｋｇの真空高周波誘導炉によって原料を
溶解し、所定の化学組成に成分調整した後、直径７０ｍ
ｍの鋼塊に鋳造した。得られたインゴットを温度１２５
０℃〜１０００℃で熱間鍛造して、４５ｍｍ角、長さ４
００ｍｍの供試材を作製した。その後熱間圧延にて１１
００℃から９００℃にて、１５ｍｍ角の試験材を得た。
各試験材に対しては、次の熱処理を行った。Ｎｏ．１お
よびＮｏ．２の供試材に対しては、通常、これらの鋼の
施される９５０℃で１時間保持後、空冷の焼きならし処
理と、さらに７５０℃で１時間保持後、空冷の焼きもど
し処理を施した。その他の供試材に対しては、１１００
℃で１時間保持後、空冷の焼きならし処理と、さらに８
００℃で１時間保持後、空冷の焼きもどし処理を施し
た。これらの供試材から、鋼の耐水蒸気酸化性、および
高温クリープ強度の試験片を採取した。
まず、容量１０ｋｇの真空高周波誘導炉によって原料を
溶解し、所定の化学組成に成分調整した後、直径７０ｍ
ｍの鋼塊に鋳造した。得られたインゴットを温度１２５
０℃〜１０００℃で熱間鍛造して、４５ｍｍ角、長さ４
００ｍｍの供試材を作製した。その後熱間圧延にて１１
００℃から９００℃にて、１５ｍｍ角の試験材を得た。
各試験材に対しては、次の熱処理を行った。Ｎｏ．１お
よびＮｏ．２の供試材に対しては、通常、これらの鋼の
施される９５０℃で１時間保持後、空冷の焼きならし処
理と、さらに７５０℃で１時間保持後、空冷の焼きもど
し処理を施した。その他の供試材に対しては、１１００
℃で１時間保持後、空冷の焼きならし処理と、さらに８
００℃で１時間保持後、空冷の焼きもどし処理を施し
た。これらの供試材から、鋼の耐水蒸気酸化性、および
高温クリープ強度の試験片を採取した。
【００４３】耐水蒸気酸化性、高温クリープ強度の評価
方法は下記のとおりである。 〔耐水蒸気酸化性〕耐水蒸気酸化性は、下記の試験条件
による水蒸気酸化試験によって評価した。 試験環境：水蒸気雰囲気、温度 ６５０℃ 保持時間：１０００時間 測定項目：スケール層の厚さ 〔高温クリープ強度〕高温クリープ強度は、下記の試験
条件によるクリープ破断試験によって評価した。
方法は下記のとおりである。 〔耐水蒸気酸化性〕耐水蒸気酸化性は、下記の試験条件
による水蒸気酸化試験によって評価した。 試験環境：水蒸気雰囲気、温度 ６５０℃ 保持時間：１０００時間 測定項目：スケール層の厚さ 〔高温クリープ強度〕高温クリープ強度は、下記の試験
条件によるクリープ破断試験によって評価した。
【００４４】 試験片 ：径８．０ｍｍ、標点距離 ４０ｍｍ 試験温度：（１）６５０℃、 （２）７００℃ 応 力：（１）１２０ＭＰａ、 （２）１２０ＭＰａ 測定項目：クリープ速度−時間線図、クリープ破断時間 表２に示したように、この発明の鋼である供試材Ｎｏ．
３〜１６については、６５０℃、１２０ＭＰａにおける
クリープ破断時間は何れも３０００時間以上、７００
℃、１２０ＭＰａにおいてもクリープ破断時間は何れも
１００時間以上で、従来鋼や比較鋼に比べて、クリープ
強度の向上が顕著である。また、特筆すべきは図４に示
したクリープ速度−時間曲線における最小クリープ速度
の低下であり、これは従来鋼に比べてα″相の析出が、
クリープ遷移域においてクリープ抵抗として著しく寄与
し、フェライト系耐熱鋼の６５０℃以上の高温クリープ
強度向上に大きな役割を果たしていることの証明であ
る。また、耐水蒸気酸化性についても６５０℃×１００
０ｈの水蒸気酸化試験によるスケール相の厚さ測定結果
から、本発明鋼においては全て１００μｍ以下で、６３
０℃を超える高温においても極めて安定な耐水蒸気酸化
性が得られている。
３〜１６については、６５０℃、１２０ＭＰａにおける
クリープ破断時間は何れも３０００時間以上、７００
℃、１２０ＭＰａにおいてもクリープ破断時間は何れも
１００時間以上で、従来鋼や比較鋼に比べて、クリープ
強度の向上が顕著である。また、特筆すべきは図４に示
したクリープ速度−時間曲線における最小クリープ速度
の低下であり、これは従来鋼に比べてα″相の析出が、
クリープ遷移域においてクリープ抵抗として著しく寄与
し、フェライト系耐熱鋼の６５０℃以上の高温クリープ
強度向上に大きな役割を果たしていることの証明であ
る。また、耐水蒸気酸化性についても６５０℃×１００
０ｈの水蒸気酸化試験によるスケール相の厚さ測定結果
から、本発明鋼においては全て１００μｍ以下で、６３
０℃を超える高温においても極めて安定な耐水蒸気酸化
性が得られている。
【００４５】一方、従来鋼の供試材Ｎｏ．１について
は、クリープ破断時間、水蒸気酸化スケール厚さともに
本発明鋼よりも著しく劣り、特に７００℃でのクリープ
速度は極めて大きな値を示しており、クリープ強度は著
しく劣っている。この結果から、この発明の鋼は、６３
０℃を超える高温においても耐水蒸気酸化性を低下する
ことなく、６３０℃を超える高温クリープ強度が従来鋼
に比べ飛躍的に向上していることが確認された。
は、クリープ破断時間、水蒸気酸化スケール厚さともに
本発明鋼よりも著しく劣り、特に７００℃でのクリープ
速度は極めて大きな値を示しており、クリープ強度は著
しく劣っている。この結果から、この発明の鋼は、６３
０℃を超える高温においても耐水蒸気酸化性を低下する
ことなく、６３０℃を超える高温クリープ強度が従来鋼
に比べ飛躍的に向上していることが確認された。
【００４６】
【表１】
【００４７】
【表２】
【００４８】
【発明の効果】以上詳しく説明したとおり、この出願の
発明の高Ｃｒフェライト系の耐熱鋼は、６３０℃を超え
る高温における長時間クリープ強度が従来鋼に比べ極め
て優れており、６３０℃を超える耐水蒸気酸化性にも優
れている。したがって、ボイラ、原子力発電設備、化学
工業装置などで従来のフェライト鋼の使用限界温度と考
えられていた６３０℃を超える高温、高圧下で操業され
る装置用材料、例えば熱交換用の鋼管あるいは圧力容器
用の鋼板、タービン用材料等として好適である。
発明の高Ｃｒフェライト系の耐熱鋼は、６３０℃を超え
る高温における長時間クリープ強度が従来鋼に比べ極め
て優れており、６３０℃を超える耐水蒸気酸化性にも優
れている。したがって、ボイラ、原子力発電設備、化学
工業装置などで従来のフェライト鋼の使用限界温度と考
えられていた６３０℃を超える高温、高圧下で操業され
る装置用材料、例えば熱交換用の鋼管あるいは圧力容器
用の鋼板、タービン用材料等として好適である。
【図面の簡単な説明】
【図１】母相の｛００１｝面に沿って板状に析出した規
則相を例示した図面に代わる電子顕微鏡写真である。写
真中の黒っぽい棒状（円盤状の析出物を横からみたとこ
ろ）および円状のものがＬ１0 型規則相を示している。
則相を例示した図面に代わる電子顕微鏡写真である。写
真中の黒っぽい棒状（円盤状の析出物を横からみたとこ
ろ）および円状のものがＬ１0 型規則相を示している。
【図２】ｆ．ｃ．ｃ．構造との対比としてＬ１0 および
Ｌ１2 の規則構造を説明した図である。
Ｌ１2 の規則構造を説明した図である。
【図３】Ｐｄを用いた例としてこの発明のＬ１0 を説明
した図である。
した図である。
【図４】６５０℃、７００℃でのクリープ速度−時間線
図である。
図である。
Claims (6)
- 【請求項１】 フェライトあるいは焼き戻しマルテンサ
イト組織を有するフェライト系耐熱鋼で、フェライト粒
内あるいは焼き戻しマルテンサイト粒内にＬ１0 型、あ
るいはＬ１2 型規則構造を有する金属間化合物相が均一
析出していることを特徴とする高温長時間クリープ強度
を有するフェライト系耐熱鋼。 - 【請求項２】 Ｃｒ含有量が重量％で、８．０〜１５．
０％であって、ＰｄおよびＰｔの少なくとも１種が合計
重量％で０．１％≦Ｐｄ＋１／２Ｐｔ≦５．０％含有さ
れている請求項１のフェライト系耐熱鋼。 - 【請求項３】 重量％で、 Ｃ：０．０６〜０．１８％、Ｓｉ：０〜１．０％、Ｍ
ｎ：０〜１．５％、 Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１５％以下 Ｃｒ：８．０〜１５．０％、Ｗ：０〜４．０％、Ｍｏ：
０〜２．０％、但しＷ＋２Ｍｏ≦４．０％ Ｖ：０〜０．５０％、Ｎｂ：０〜０．１５％、Ｔａ：０
〜０．３０％、 Ｔｉ：０〜０．１５％、Ｚｒ：０〜０．３０％、Ｈｆ：
０〜０．６０％、 Ｎ：０〜０．１０％、Ｂ：０〜０．０３０％、Ｏ：０．
０１０％以下、 ｓｏｌ．Ａｌ：０．０５０％以下を含有し、さらにＰ
ｄ：０〜５．０％、Ｐｔ：０〜１０．０％、の少なくと
も１種を０．１％≦Ｐｄ＋１／２Ｐｔ≦５．０％の範囲
で含有し、残部：Ｆｅおよび不可避の不純物からなる化
学組成を備えた請求項１または２記載のフェライト系耐
熱鋼。 - 【請求項４】 重量％で、 Ｃ：０．０６〜０．１８％、Ｓｉ：０〜１．０％、Ｍ
ｎ：０〜１．５％、 Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１５％以下 Ｃｒ：８．０〜１５．０％、Ｗ：０〜４．０％、Ｍｏ：
０〜２．０％、但しＷ＋２Ｍｏ≦４．０％ Ｖ：０〜０．５０％、Ｎｂ：０〜０．１５％、Ｔａ：０
〜０．３０％、 Ｔｉ：０〜０．１５％、Ｚｒ：０〜０．３０％、Ｈｆ：
０〜０．６０％、 Ｎ：０〜０．１０％、Ｂ：０〜０．０３０％、Ｏ：０．
０１０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０５％以下を含有
し、さらにＰｄ：０〜１．０％、Ｐｔ：０〜２．０％、
の少なくとも１種を０．１％≦Ｐｄ＋１／２Ｐｔ≦１．
０％の範囲で含有し、さらに、 Ｃｏ：０．１〜１．５％、Ｎｉ：０．１〜１．５％、Ｃ
ｕ：０．１〜１．５％、Ｒｈ：０．２〜３．０％、Ａ
ｇ：０．２〜３．０％、Ｉｒ：０．２〜３．０％、Ａ
ｕ：０．２〜３．０％、の少なくとも１種を１．０％≦
Ｐｄ＋１／２Ｐｔ＋２Ｃｏ＋２Ｎｉ＋２Ｃｕ＋Ｒｈ＋Ａ
ｇ＋１／２Ｉｒ＋１／２Ａｕ≦３．０％の範囲で含有
し、残部：Ｆｅおよび不可避の不純物からなる化学組成
を備えた請求項１または２記載のフェライト系耐熱鋼。 - 【請求項５】 重量％で、 Ｃ：０．０６〜０．１８％、Ｓｉ：０〜１．０％、Ｍ
ｎ：０〜１．５％、 Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１５％以下 Ｃｒ：８．０〜１５．０％、Ｗ：０〜４．０％、Ｍｏ：
０〜２．０％、但しＷ＋２Ｍｏ≦４．０％ Ｖ：０〜０．５０％、Ｎｂ：０〜０．１５％、Ｔａ：０
〜０．３０％、 Ｔｉ：０〜０．１５％、Ｚｒ：０〜０．３０％、Ｈｆ：
０〜０．６０％、 Ｎ：０〜０．１０％、Ｂ：０〜０．０３０％、Ｏ：０．
０１０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０５％以下を含有
し、さらにＰｄ：０〜１．０％、Ｐｔ：０〜２．０％、
の少なくとも１種を０．１％≦Ｐｄ＋１／２Ｐｔ≦１．
０％の範囲で含有し、さらに、 Ｇａ：０．０５〜１．０％、Ｉｎ：０．１〜１．５％、
Ｔｌ：０．２〜３．０％、の少なくとも１種を０．１％
≦２Ｇａ＋Ｉｎ＋１／２Ｔｌ≦１．５％の範囲で含有
し、残部：Ｆｅおよび不可避の不純物からなる化学組成
を備えた請求項１または２記載のフェライト系耐熱鋼。 - 【請求項６】 重量％で、 Ｃ：０．０６〜０．１８％、Ｓｉ：０〜１．０％、Ｍ
ｎ：０〜１．５％、 Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１５％以下 Ｃｒ：８．０〜１５．０％、Ｗ：０〜４．０％、Ｍｏ：
０〜２．０％、但しＷ＋２Ｍｏ≦４．０％ Ｖ：０〜０．５０％、Ｎｂ：０〜０．１５％、Ｔａ：０
〜０．３０％、 Ｔｉ：０〜０．１５％、Ｚｒ：０〜０．３０％、Ｈｆ：
０〜０．６０％、 Ｎ：０〜０．１０％、Ｂ：０〜０．０３０％、Ｏ：０．
０１０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０５０％以下を含有
し、さらにＰｄ：０〜１．０％、Ｐｔ：０〜２．０％、
の少なくとも１種を０．１％≦Ｐｄ＋１／２Ｐｔ≦１．
０％の範囲で含有し、さらに、 Ｃｅ：０．０１〜０．２０％、Ｐｒ：０．０１〜０．２
０％、Ｎｄ：０．０１〜０．２０％、Ｐｍ：０．０１〜
０．２０％、Ｓｍ：０．０１〜０．２０％、の少なくと
も１種を０．０１％≦Ｃｅ＋Ｐｒ＋Ｎｄ＋Ｐｍ＋Ｓｍ≦
０．２０％の範囲で含有し、残部：Ｆｅおよび不可避の
不純物からなる化学組成を備えた請求項１または２記載
のフェライト系耐熱鋼。
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