JP2000345281A

JP2000345281A - 溶接性と低温靭性に優れた低合金耐熱鋼およびその製造方法

Info

Publication number: JP2000345281A
Application number: JP15575199A
Authority: JP
Inventors: Toshinaga Hasegawa; 俊永長谷川; Yukio Tomita; 幸男冨田; Katsuro Hashimoto; 勝郎橋本
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1999-06-02
Filing date: 1999-06-02
Publication date: 2000-12-12

Abstract

(57)【要約】【課題】Ｃｒ量が３％以下、Ｍｏが１．５％以下の範
囲で複合添加されたＣｒ−Ｍｏ系の低合金耐熱鋼、特に
板厚が５０mm以上、２００mm以下程度の厚手材におい
て、溶接性と強度及び低温靭性に優れた鋼とその製造方
法を提供する。【解決手段】下記（ａ），（ｂ）いずれかの組織を有
することを特徴とする溶接性と低温靭性に優れた低合金
耐熱鋼。（ａ）旧オーステナイト粒径が５０μｍ以下のベイナイ
トのみからなる組織。（ｂ）旧オーステナイト粒径が５０μｍ以下のベイナイ
ト組織に加えて、旧オーステナイト粒径が５０μｍ以下
のマルテンサイト組織：面積率５０％以下、平均粒径が
２０μｍ以下のフェライト組織：面積率３０％以下の一
方もしくは両方を有する混合組織。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、溶接性と低温靭性
に優れたＣｒ量が３％以下、Ｍｏが１．５％以下の範囲
で複合添加されたＣｒ−Ｍｏ系の低合金耐熱鋼とその製
造方法に関するものである。さらに詳しくは、板厚が５
０mm以上、２００mm以下程度の厚手材において、溶接性
と強度及び低温靭性とに優れた鋼とその製造方法に関す
るものである。

【０００２】

【従来の技術】５５０℃程度以下の高温で使用される鋼
材には、該温度域での強度、クリープ強度の観点からＣ
ｒ−Ｍｏ系の中高温用鋼あるいは耐熱鋼が用いられる。
これらＣｒ−Ｍｏ系耐熱鋼はＣｒ量によって組織が異な
り、一般的にはＣｒ量が３％程度以下の鋼ではフェライ
ト＋ベイナイト、９％程度前後の鋼ではマルテンサイト
単相鋼、さらにそれ以上のＣｒ量の鋼ではフェライト
（δ−フェライト）＋マルテンサイト〜フェライト単相
鋼となる。従って、構造材料として必要な材質（強度、
靭性、クリープ強度、等）上の課題及びその材質確保・
改善のための金属組織学的手段も、Ｃｒレンジごとに当
然異なる。

【０００３】本発明は、通常フェライト＋ベイナイト組
織となるＣｒ量が３％程度以下のＣｒ−Ｍｏ系鋼に関す
るものである。フェライト＋ベイナイト組織となるＣｒ
−Ｍｏ系鋼は、ボイラや圧力容器用材料として代表的な
２．２５Ｃｒ−１Ｍｏ鋼や、この鋼にさらにＮｂ，Ｖを
微量添加した鋼は高い高温強度・クリープ強度を有して
いるが、フェライト安定化元素であるＣｒ，Ｍｏを含有
するために、フェライト変態が比較的高温となる一方
で、ベイナイト焼入性が高い結果、粗大な塊状フェライ
トと粗大な硬質第二相（ベイナイト、マルテンサイト）
となる傾向が強い。そのため、マルテンサイト単相とな
る９Ｃｒ系鋼等と比較して靭性が劣る傾向にある。特
に、厚手材となると熱処理時の冷却速度が小さくなるた
め、フェライトとベイナイトの粗大化が一層助長され、
靭性確保が容易でない。

【０００４】従来、該Ｃｒ量が３％程度以下のＣｒ−Ｍ
ｏ系鋼の靭性改善の試みは、主に熱処理条件の工夫等で
なされてきた。例えば特開昭５０−４４１１３号公報で
は、Ｃｒを１〜３％、Ｍｏを０．５〜１．５％含む高速
増殖炉蒸気発生機伝熱管用の高温用低合金鋼の最終熱処
理として、８９０℃〜１０００℃でオーステナイト化し
て焼きならしを施した後、６５０℃〜７６０℃で、焼戻
しパラメーターで規定した熱処理を施すことが開示され
ている。また、特開昭５９−２０５４４９号公報の、Ｃ
ｒを０．５〜２％、Ｍｏを０．８〜２％含む耐熱鋼にお
いては、９００℃〜１１００℃で２時間以上保持した
後、焼入れまたは焼きならしを行い、さらに６８０℃〜
７３０℃で２時間以上保持する焼戻しが必要であること
が開示されている。

【０００５】

【発明が解決しようとする課題】しかし、従来のＣｒ−
Ｍｏ系の低合金鋼においては、靭性に対する配慮が必ず
しも十分でなく、特に５０mm以上の厚手材の板厚中心部
において、良好な強度と靭性とを確保することは困難で
あった。

【０００６】そこで本発明は、Ｃｒ−Ｍｏ系の低合金鋼
におけるミクロ組織を最適化することと、そのための製
造方法を提示して、Ｃｒ量が３％以下、Ｍｏが１．５％
以下の範囲で複合添加されたＣｒ−Ｍｏ系の低合金耐熱
鋼、特に板厚が５０mm以上、２００mm以下程度の厚手材
において、溶接性と強度及び低温靭性に優れた鋼と、そ
の製造方法を提供することを目的とするものである。

【０００７】

【課題を解決するための手段】Ｃｒ量が３％以下、Ｍｏ
が１．５％以下の程度の低Ｃｒ−Ｍｏ系鋼、特に板厚が
５０mm以上の厚手材においては、低Ｃｒ−Ｍｏ鋼特有の
変態挙動に起因して、通常の圧延ままや焼きならしまま
では粗大な初析塊状フェライトとベイナイトあるいはマ
ルテナサイト、さらにあるいはベイナイトとマルテンサ
イトとの混合組織からなる第二相で構成される組織とな
る場合が多い。該第二相は硬質でかつ初析フェライトと
同様粗大となる傾向があり、これら粗大なフェライトと
第二相のために靭性が大幅に劣化する。

【０００８】本発明は、溶接性を阻害することなく必要
な強度を確保した上で、靭性を改善するための組織要件
とその達成手段を提供するものであり、その要旨は以下
の通りである。（１）重量％で、Ｃ：０．０１〜０．２％、Ｓ
ｉ：０．０１〜１％、Ｍｎ：０．１〜２％、
Ｃｒ：０．１〜３％、Ｍｏ：０．１〜１．５％、
Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｎ：０．００１〜０．
０１％を含有し、さらに不純物として、Ｐ：０．０２
５％以下、Ｓ：０．０１５％以下を含有し、残
部が鉄及び不可避不純物からなり、下記（ａ），（ｂ）
いずれかの組織を有することを特徴とする溶接性と低温
靭性に優れた低合金耐熱鋼。（ａ）旧オーステナイト粒径が５０μｍ以下のベイナイ
トのみからなる組織。（ｂ）旧オーステナイト粒径が５０μｍ以下のベイナイ
ト組織に加えて、旧オーステナイト粒径が５０μｍ以下
のマルテンサイト組織：面積率５０％以下、平均粒径が
２０μｍ以下のフェライト組織：面積率３０％以下の一
方もしくは両方を有する混合組織。

【０００９】（２）重量％でさらに、Ｎｉ：０．０１
〜１％、Ｃｕ：０．０１〜１％、Ｔｉ：０．０
０３〜０．１％、Ｖ：０．００５〜０．５％、Ｎ
ｂ：０．００３〜０．１％、Ｚｒ：０．００３〜０．
１％、Ｔａ：０．００５〜０．２％、Ｗ：０．１〜
２％、Ｂ：０．０００３〜０．０１％の１種または２
種以上を含有することを特徴とする前記（１）に記載の
溶接性と低温靭性に優れた低合金耐熱鋼。（３）重量％でさらに、Ｍｇ：０．０００５〜０．０
１％、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、ＲＥＭ：０．
００５〜０．１％の１種または２種以上を含有すること
を特徴とする前記（１）または（２）に記載の溶接性と
低温靭性に優れた低合金耐熱鋼。

【００１０】（４）前記（１）〜（３）のいずれか１
項に記載の低合金耐熱鋼の製造方法であって、請求項１
〜３のいずれか１項に記載の成分を含有する鋼片を鋼片
を１０００〜１３００℃に加熱し、圧延開始温度が９５
０℃以下で圧延終了温度が７５０℃以上で累積圧下率が
３０〜８０％の仕上げ圧延を含む熱間圧延を行った後、
Ａｃ₃変態点以上１０００℃以下でオーステナイト化
し、焼きならしを施すことを特徴とする溶接性と低温靭
性に優れた低合金耐熱鋼の製造方法。（５）焼きならし後に５００℃以上Ａｃ₁変態点未満
で焼き戻すことを特徴とする前記（４）に記載の溶接性
と低温靭性に優れた低合金耐熱鋼の製造方法。

【００１１】（６）前記（１）〜（３）のいずれか１
項に記載の低合金耐熱鋼の製造方法であって、請求項１
〜３のいずれか１項に記載の成分を含有する鋼片を鋼片
を１０００〜１３００℃に加熱し、圧延開始温度が９５
０℃以下で圧延終了温度が７５０℃以上で累積圧下率が
３０〜８０％の仕上げ圧延を含む熱間圧延を行った後、
Ａｃ₃変態点以上１０００℃以下でオーステナイト化
し、１〜５０℃／ｓの冷却速度で焼入れを行い、さらに
５００℃以上Ａｃ₁変態点未満で焼き戻すこと特徴とす
る溶接性と低温靭性に優れた低合金耐熱鋼の製造方法。（７）熱間圧延後、７００℃以上の温度から５〜５０
℃／ｓの冷却速度で６００℃以下まで加速冷却を行うこ
とを特徴とする前記（４）〜（６）のいずれか１項に記
載の溶接性と低温靭性に優れた低合金耐熱鋼の製造方
法。

【００１２】

【発明の実施の形態】板厚が５０mm以上の厚手で、Ｃｒ
量が３％以下、Ｍｏが１．５％以下の程度の低Ｃｒ−Ｍ
ｏ系鋼において、溶接性を阻害することなく必要な強度
を確保した上で、靭性を改善するためには、化学組成を
後述の理由により本発明の範囲とすると共に、以下のよ
うな組織形態とする必要がある。なお、該必要組織形態
は靭性が最も劣化する板厚中心部についてのものであ
り、板厚中心部で該組織形態が満足されていれば、他の
板厚位置においては必然的に高靭性が達成される。（ａ）旧オーステナイト粒径が５０μｍ以下のベイナイ
トのみからなる組織。（ｂ）旧オーステナイト粒径が５０μｍ以下のベイナイ
ト組織に加えて、旧オーステナイト粒径が５０μｍ以下
のマルテンサイト組織：面積率５０％以下、平均粒径が
２０μｍ以下のフェライト組織：面積率３０％以下の一
方もしくは両方を有する混合組織。

【００１３】以下、該組織要件について詳細に説明す
る。本発明の低Ｃｒ−Ｍｏ系鋼において、強度を確保し
た上で靭性を向上するためには、第一に粗大な初析フェ
ライトを抑制する必要がある。そのためには、フェライ
トの生成自体を抑制するか、あるいは生成量を抑制した
上で、フェライト粒径の微細化を図る必要がある。靭性
の確保だけであれば細粒フェライト組織でもよいが、ク
リープ強度を含めた強度特性を同時に満足するために
は、一定量以上の硬質第二相が必要となる。このような
観点から、溶接性、強度、クリープ特性、靭性を同時に
確保できる組織要件を検討した結果、上記（ａ）または
（ｂ）に示す組織が上記条件を満たすことを知見した。

【００１４】上記「（ａ）旧オーステナイト粒径が５０
μｍ以下のベイナイトのみからなる組織」とするのは、
初析フェライトを完全に抑制した場合、最も好ましい組
織はベイナイト単相組織であるためである。すなわちベ
イナイト組織では、炭化物が微細分散し有効結晶粒径も
微細となるため、良好な靭性が達成される。ただし、変
態前の旧オーステナイト粒径が粗大であると、ベイナイ
ト組織となった後の有効結晶粒径が粗大となるため靭性
劣化を生じる。許容できる範囲として、旧オーステナイ
ト粒径は５０μｍ以下とする必要がある。

【００１５】なお、ベイナイト組織単相を得ようとする
と化学組成や製造条件が限られるが、ベイナイト組織単
相でなくとも、上記（ｂ）の組織要件、すなわち「旧オ
ーステナイト粒径が５０μｍ以下のベイナイト組織に加
えて、旧オーステナイト粒径が５０μｍ以下のマルテン
サイト組織：面積率５０％以下、もしくは平均粒径が２
０μｍ以下のフェライト組織：面積率３０％以下の一方
もしくは両方を有する混合組織」とすれば、同等の特性
が達成される。

【００１６】上記（ｂ）の組織要件において、旧オース
テナイト粒径は（ａ）と同じ理由で５０μｍ以下とする
必要がある。フェライト粒径については、２０μｍ超で
あると靭性を十分確保できないため、粒径は２０μｍ以
下とする。また、混合組織における組織割合について
は、マルテンサイト組織は面積率で５０％以下とする
が、これは、硬質のマルテンサイトは靭性劣化要因とな
るため、靭性への悪影響を許容できる限度として面積率
で５０％以下とする必要がある。一方、フェライト組織
が存在すると、特に強度、クリープ強度確保に好ましく
ないため、フェライト組織の割合は３０％以下が必須で
ある。

【００１７】なお、組織の判別は板厚中心部における倍
率が１００〜２０００倍程度の光学顕微鏡組織写真、走
査型電子顕微鏡組織写真により行い、旧オーステナイト
粒径、フェライト粒径の測定は該組織写真において、切
断法により行う。また、各組織割合は同じ組織写真を用
いて、点算法あるいは画像解析装置により求めた面積率
である。なお、フェライト、ベイナイト、マルテンサイ
トとは別に、該組織中にはセメンタイト、炭窒化物等の
析出物や介在物が観察されるが、組織割合の測定には含
めない。

【００１８】以上が、本発明の溶接性と低温靭性に優れ
た低合金耐熱鋼における組織要件であり、本組織要件を
満足することにより、過剰な合金添加に頼ることなく、
強度、靭性等の必要特性を満足することができ、従って
優れた溶接性も達成される。

【００１９】ただし、該組織要件を満足して効果を発揮
するためには、個々の化学成分についても下記に述べる
理由により、各々限定する必要がある。以下に述べる成
分量は重量％である。Ｃは、鋼の強度を向上させる有効
な成分として含有するもので、０．０１％未満では構造
用鋼に必要な強度の確保が困難であるが、０．２％を超
える過剰の含有は母材及び溶接部の靭性や耐溶接割れ性
を低下させるので、０．０１〜０．２％の範囲とした。

【００２０】Ｓｉは、脱酸元素として、また母材の強度
確保に有効な元素であるが、０．０１％未満の含有では
脱酸が不十分となり、また強度確保に不利である。逆に
１％を超える過剰の含有は粗大な酸化物を形成して延性
や靭性の劣化を招く。そこでＳｉの範囲は０．０１〜１
％とした。

【００２１】Ｍｎは母材の強度、靭性の確保に必要な元
素であり、最低限０．１％以上含有する必要があるが、
過剰に含有すると、硬質相の生成や粒界脆化等により母
材靱性や溶接部の靭性、さらに溶接割れ性など劣化させ
るため、材質上許容できる範囲で上限を２％とした。

【００２２】Ｃｒは、中高温用鋼において、耐酸化特性
確保のために必須の元素であり、効果発揮のためには
０．１％以上必要である。一方、Ｃｒが３％超の鋼で
は、焼入性が高くなって製造方法によらず、ベイナイト
＋マルテンサイト組織〜マルテンサイト単相組織となり
本発明の範囲外となるので、本発明のＣｒ量の範囲は
０．１〜３％とする。

【００２３】Ｍｏは、固溶強化、析出強化によりクリー
プ強度向上に最も有効な元素であり、０．１％以上の添
加が必須である。一方、１．５％超の添加では、粗大な
析出物を形成して靭性、延性を大幅に劣化させるため、
０．１〜１．５％の範囲とする。

【００２４】Ａｌは、脱酸、オーステナイト粒径の細粒
化等に有効な元素であるが、効果を発揮するためには
０．００１％以上含有する必要がある。一方、０．１％
を超えて過剰に含有すると、粗大な酸化物を形成して延
性を極端に劣化させるため、０．００１％〜０．１％の
範囲に限定する必要がある。

【００２５】Ｎは、ＡｌやＴｉと結びついてオーステナ
イト粒微細化に有効に働くため、微量であれば機械的特
性に有効に働く。また、工業的に鋼中のＮを完全に除去
することは不可能であり、必要以上に低減することは製
造工程に過大な負荷をかけるため好ましくない。そのた
め、工業的に制御が可能で製造工程への負荷が許容でき
る範囲として、下限を０．００１％とする。一方過剰に
含有すると、固溶Ｎが増加し、延性や靭性に悪影響を及
ぼす可能性があるため、許容できる範囲として上限を
０．０１％とする。

【００２６】Ｐ，Ｓは不純物元素で、延性、靭性を劣化
させる元素であり、極力低減することが好ましいが、材
質劣化が大きくなく、許容できる量として、Ｐの上限を
０．０２５％、Ｓの上限を０．０１５％に限定する。

【００２７】以上が本発明の鋼材の基本成分の限定理由
であるが、本発明においては、強度・靭性の調整のため
に、必要に応じて、Ｎｉ，Ｃｕ，Ｔｉ，Ｖ，Ｎｂ，Ｚ
ｒ，Ｔａ，Ｗ，Ｂの１種または２種以上を含有すること
ができる。それら成分の含有量について以下に説明す
る。

【００２８】Ｎｉは、母材の強度と靭性を同時に向上で
き、非常に有効な元素であるが、効果を発揮させるため
には０．０１％以上含有させる必要がある。含有量が多
くなると強度、靭性は向上するが、１％を超えて添加す
ると溶接性やクリープ破断特性が劣化するため、上限を
１％とする。

【００２９】Ｃｕも、ほぼＮｉと同様の効果を有する
が、１％超では熱間加工性に問題を生じるため、０．０
１〜１％の範囲に限定する。

【００３０】Ｔｉは、析出強化により母材強度向上に寄
与すると共に、ＴｉＮの形成により加熱オーステナイト
粒径微細化にも有効な元素であり、靭性向上にも有効な
元素であるが、効果を発揮するためには０．００３％以
上の含有が必要である。一方、０．１％を超えると粗大
な析出物、介在物を形成して靭性や延性を劣化させるた
め、上限を０．１％とする。

【００３１】Ｖは、炭化物、窒化物を形成して強度、ク
リープ破断強度向上に有効な元素であるが、過剰の含有
では析出脆化により靭性が劣化する。従って、靭性の大
きな劣化を招かずに効果を発揮できる範囲として、０．
００５〜０．５％の範囲に限定する。

【００３２】Ｎｂも、Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）を形成することで
強度、靭性、クリープ破断強度の向上に有効な元素であ
るが、過剰の含有では析出脆化により靭性が劣化する。
従って、靭性の劣化を招かずに効果を発揮できる範囲と
して、０．００３〜０．１％の範囲に限定する。

【００３３】Ｚｒも、窒化物を形成する元素であり、Ｔ
ｉと同様の効果を有するが、その効果を発揮するために
は０．００３％以上の含有が必要である。一方０．１％
を超えると、Ｔｉと同様に粗大な析出物、介在物を形成
して靭性や延性を劣化させるため、０．００３〜０．１
％の範囲に限定する。

【００３４】Ｔａも、Ｎｂと同様の効果で強度、靭性、
クリープ破断強度の向上に有効な元素であるが、効果を
発揮するためには０．００５％以上の含有が必要であ
る。一方０．２％を超えると、析出脆化や粗大な析出
物、介在物による靭性劣化を生じるため、上限を０．２
％とする。

【００３５】Ｗは、Ｍｏとほぼ同様の効果を有し、固溶
強化及び析出強化により母材強度、クリープ破断強度の
上昇に有効であるが、効果を発揮するためには０．１％
以上必要である。一方２％を超えて過剰に含有すると、
靭性劣化が顕著となるため、上限を２％とする。

【００３６】Ｂは、微量で確実にＮと結びつくため、固
溶Ｎ固定による靭性向上や、固溶Ｂの効果としての焼入
性向上による強度・靭性向上、さらには析出物の粗大化
抑制や粒界強化を通したクリープ特性向上に有効な元素
であるが、効果を発揮するためには０．０００３％以上
必要である。一方、０．０１％を超えて過剰に含有する
とＢＮが粗大となり、延性や靭性に悪影響を及ぼす。ま
た溶接性も劣化させるため、上限を０．０１％とする。

【００３７】さらに、延性の向上、継手靭性向上、さら
にクリープ脆化抑制のために、必要に応じてＭｇ，Ｃ
ａ，ＲＥＭの１種または２種以上を含有することができ
る。Ｍｇ，Ｃａ，ＲＥＭは、いずれも硫化物の熱間圧延
中の展伸を抑制して延性特性向上に有効であり、酸化物
を微細化させて継手靭性の向上にも有効に働く。また、
不純物元素の固定を通して、溶接熱影響部（ＨＡＺ）の
クリープ脆化抑制にも有効である。これらの効果を発揮
するための下限の含有量は、Ｍｇ及びＣａは０．０００
５％、ＲＥＭは０．００５％である。一方、過剰に含有
すると硫化物や酸化物の粗大化を生じ、延性、靭性の劣
化を招くため、上限を各々、Ｍｇ，Ｃａは０．０１％、
ＲＥＭは０．１％とする。

【００３８】以上が本発明の組織、化学組成に関する要
件の限定理由である。該組織要件、化学組成範囲を満足
すれば、本発明の目的とする板厚が５０mm以上、２００
mm以下程度の厚手材において、溶接性と低温靭性に優れ
たＣｒ量が３％以下、Ｍｏが１．５％以下の範囲で複合
添加されたＣｒ−Ｍｏ系の低合金耐熱鋼を得ることが可
能である。

【００３９】上記組織要件と化学組成範囲を満足すれ
ば、該組織要件を達成する手段は問わないが、本発明に
おいては、本発明の化学組成を有する鋼において本発明
の組織要件を確実に得るための製造方法も発明した。す
なわち、本発明の化学組成範囲において、（ａ）旧オーステナイト粒径が５０μｍ以下のベイナイ
トのみからなる組織。（ｂ）旧オーステナイト粒径が５０μｍ以下のベイナイ
ト組織に加えて、旧オーステナイト粒径が５０μｍ以下
のマルテンサイト組織：面積率５０％以下、平均粒径が
２０μｍ以下のフェライト組織：面積率３０％以下の一
方もしくは両方を有する混合組織。のいずれかの組織を
達成するためには、請求項４〜７に示す製造方法が好ま
しい。

【００４０】請求項４〜７に示す製造方法の要件は、下
記（ア）〜（エ）に示す製造方法に区分されることか
ら、以下（ア）〜（エ）に示す製造方法ごとに説明す
る。なお、（ア），（イ）の方法においては、必要に応
じて５００℃以上Ａｃ₁変態点未満で焼き戻すことがで
きる。

【００４１】（ア）鋼片を１０００〜１３００℃に加熱
し、圧延開始温度が９５０℃以下で圧延終了温度が７５
０℃以上で累積圧下率が３０〜８０％の仕上げ圧延を含
む熱間圧延を行った後、Ａｃ₃変態点以上１０００℃以
下でオーステナイト化し、焼きならしを施す。

【００４２】（イ）鋼片を１０００〜１３００℃に加熱
し、圧延開始温度が９５０℃以下で圧延終了温度が７５
０℃以上で累積圧下率が３０〜８０％の仕上げ圧延を含
む熱間圧延を行い、７００℃以上から冷却速度が５〜５
０℃／ｓ以下の加速冷却を６００℃以下まで行った後、
Ａｃ₃変態点以上１０００℃以下でオーステナイト化
し、焼きならしを施す。

【００４３】（ウ）鋼片を１０００〜１３００℃に加熱
し、圧延開始温度が９５０℃以下で圧延終了温度が７５
０℃以上で累積圧下率が３０〜８０％の仕上げ圧延を含
む熱間圧延を行った後、Ａｃ₃変態点以上１０００℃以
下でオーステナイト化し、１〜５０℃／ｓの冷却速度で
焼入れを行い、さらに５００℃以上、Ａｃ₁変態点未満
で焼き戻す。

【００４４】（エ）鋼片を１０００℃〜１３００℃に加
熱し、圧延開始温度が９５０℃以下で圧延終了温度が７
５０℃以上で累積圧下率が３０〜８０％の仕上げ圧延を
含む熱間圧延を行い、７００℃以上から冷却速度が５〜
５０℃／ｓの加速冷却を６００℃以下まで行った後、Ａ
ｃ₃変態点以上１０００℃以下でオーステナイト化し、
１℃／ｓ以上５０℃／ｓ以下の冷却速度で焼入れを行
い、さらに５００℃以上Ａｃ₁変態点未満で焼き戻す。

【００４５】以下に各々の方法について説明する。ま
ず、（ア），（イ）の方法は、焼きならしまたは焼きな
らし・焼戻し処理により製造する場合で、焼きならし後
の組織を微細化して、本発明の組織要件を満足するため
に、焼きならし前に「鋼片を１０００〜１３００℃に加
熱し、圧延開始温度が９５０℃以下で圧延終了温度が７
５０℃以上で累積圧下率が３０〜８０％の仕上げ圧延を
含む熱間圧延」を施す。

【００４６】これは、焼きならし前の組織を微細化する
ことにより、焼きならし加熱時のオーステナイト粒や、
さらに、その後の変態組織を微細化することが可能であ
るとの新知見に基づいたもので、そのためには、圧延に
先立ち、鋼片の加熱温度を１０００〜１３００℃の温度
に限定する必要がある。加熱温度が１０００℃未満であ
ると溶体化が不十分となって、未溶解粗大析出物が残存
して材質に悪影響を及ぼし、１３００℃超であると加熱
オーステナイト粒径が極端に粗大となってその後の圧
延、熱処理でも組織微細化が不十分となる。

【００４７】鋼片を１０００〜１３００℃に加熱した
後、圧延開始温度が９５０℃以下で圧延終了温度が７５
０℃以上で、累積圧下率が３０〜８０％の仕上げ圧延を
含む熱間圧延を施すことにより、オーステナイト粒径が
微細となり、かつ加工によりオーステナイト中の転位密
度が高くなって、変態組織を微細化することが可能とな
る。

【００４８】該仕上げ圧延の圧延開始温度が９５０℃超
では、細粒化と転位の導入が不十分で好ましくなく、一
方７５０℃より低くなると、圧延中の変態が生じて混粒
が顕著となる恐れがある。また、その際の累積圧下率は
３０％以上でないと、やはりオーステナイトの微細化が
十分でない。累積圧下率は大きいほど細粒化の効果は大
きいが、８０％超では効果が飽和すると同時に、本発明
は厚手材を目的としていることから、仕上げ圧延におけ
る累積圧下率は３０〜８０％に限定する。

【００４９】なお、鋼片厚さと鋼板厚さとの関係から、
必要に応じて仕上げ圧延に先立って粗圧延を行うことは
構わない。粗圧延は焼きならし後の組織、材質にはほと
んど影響を及ぼさないため、仕上げ圧延の温度、累積圧
下率が本発明を満足できる範囲であればその条件は問わ
ない。

【００５０】上記圧延後の冷却は（ア）の方法では放
冷、（イ）の方法では加速冷却とする。（イ）の条件に
よる加速冷却の方が最終的な組織の微細化には好ましい
が、（ア），（イ）いずれでも本発明の組織要件を満足
することは可能であり、化学組成、板厚と必要特性との
関係から必要に応じて（ア）あるいは（イ）のいずれか
を選択する。

【００５１】圧延後に加速冷却する場合は、７００℃以
上から冷却速度が５〜５０℃／ｓの加速冷却を６００℃
以下まで行う。７００℃以上から開始するのは、７００
℃未満では加速冷却前に変態が開始する場合があり、加
速冷却の効果が減ずる恐れがあるためであり、冷却速度
を５℃／ｓ以上とするのは、５℃／ｓ未満では加速冷却
による組織微細化効果が十分でないためであり、５０℃
／ｓ以下とするのは、５０℃／ｓ超では加速冷却の効果
が飽和するのと、厚手材を５０℃／ｓ超で冷却すること
が工業的に容易でないためである。

【００５２】また、加速冷却は必要に応じて６００℃以
下まで行うが、これは、６００℃超で加速冷却を停止し
た場合は、未変態オーステナイトの割合が高く、加速冷
却の効果が発現しないためである。６００℃以下の停止
であれば加速冷却よる最終組織の微細化効果は明確に生
じるが、より確実には４００℃以下まで加速冷却を行う
ことが好ましい。

【００５３】以上の条件の熱間圧延を行った後、焼きな
らしを施す。焼きならし温度が高くなると、熱間圧延の
効果が解消され、組織微細化が不十分となる。本発明の
熱間圧延の効果が有効に働き、最終的な組織が本発明の
組織要件を満足するために、本発明では焼きならし温度
を１０００℃以下に限定する。また、焼きならしは組織
の均一化のために一旦オーステナイト単相にする必要も
あることから、焼きならし温度の下限をＡｃ₃変態点と
する。

【００５４】以上が、（ア），（イ）の方法に関する限
定理由であるが、（ア），（イ）の方法においては焼き
ならしまま、及び焼きならし後に、さらに焼戻しを施す
ことも可能である。焼戻しは必要に応じて、材質の調
整、残留応力の低減等を目的として行うが、その際は焼
戻し温度を５００℃以上Ａｃ₁変態点未満に限定する。
これは、本発明の化学組成では、５００℃未満の焼戻し
では焼戻しによる好ましい材質変化がほとんど生じない
ためと、Ａｃ₁変態点超では逆変態オーステナイトが生
成し、該オーステナイトが最終的には硬質のマルテンサ
イトに変態して材質に悪影響を及ぼすためである。

【００５５】なお、焼戻し条件に関しては、焼戻し温度
をＴ（℃）、焼戻し時間をｔ（ｈ）としたとき、（Ｔ＋
２７３）（２０＋ｌｏｇｔ）で求められる焼戻しパラメ
ターが１５０００〜２２０００となる条件であれば、材
質の極端な劣化を招かない。特に好ましくは、焼戻しパ
ラメーターを１８０００〜２１０００とするのが良い。

【００５６】以上が、（ア），（イ）の方法における限
定理由である。次に（ウ），（エ）の方法について説明
する。（ウ），（エ）の方法は各々（ア），（イ）の方
法に対して、焼きならしのかわりに焼入れを行う点が異
なる。従って、熱間圧延条件に関する限定理由は
（ア），（イ）の方法と同じである。焼入れを行う方が
組織微細化には有利であり、極厚材で板厚中心部の組織
微細化が困難な場合や、必要靭性レベルが高い場合など
に特に好ましい。

【００５７】焼入れ条件としては、加熱温度はＡｃ₃変
態点以上１０００℃以下、焼入れの冷却速度は１℃／ｓ
以上５０℃／ｓ以下に限定する。加熱温度をＡｃ₃変態
点以上、１０００℃以下とするのは（ア），（イ）の方
法における焼きならし加熱温度の限定理由と同じであ
る。焼入れの冷却速度は、１℃／ｓ未満では加速冷却に
よる組織微細化やフェライト生成の抑制が十分でなく、
５０℃／ｓ超では加速冷却の効果が飽和するのと、厚手
材を５０℃／ｓ超で冷却することが工業的に容易でない
ためである。

【００５８】（ウ），（エ）の方法においては焼入れを
行うが、焼入れままでは板厚方向の材質変動が大きく、
残留応力も存在するため、焼入れ後の焼戻しが必須であ
る。その際は焼戻し温度を５００℃以上Ａｃ₁変態点未
満に限定する。これは、本発明の化学組成では、５００
℃未満の焼戻しでは焼戻しによる好ましい材質変化がほ
とんど生じないためと、Ａｃ₁変態点超では逆変態オー
ステナイトが生成し、該オーステナイトが最終的には硬
質のマルテンサイトに変態して材質に悪影響を及ぼすた
めである。

【００５９】なお、焼戻し条件に関しては、（ア），
（イ）における焼戻しと同様に、焼戻し温度をＴ
（℃）、焼戻し時間をｔ（ｈ）としたとき、（Ｔ＋２７
３）（２０＋ｌｏｇｔ）で求められる焼戻しパラメター
が、１５０００〜２２０００となる条件であれば、材質
の極端な劣化を招かない。特に好ましくは、焼戻しパラ
メーターを１８０００〜２１０００とするのが良い。な
お、本発明の方法は、本発明で規定している化学組成の
鋼全般の強度・靭性向上に適用できるものであり、耐熱
用途以外の鋼にも汎用的に用いることが可能である。以
上が、本発明の要件についての説明であるが、さらに、
実施例に基づいて本発明の効果を示す。

【００６０】

【実施例】表１に示す化学組成を有する鋼を用いて本発
明の効果を確認した。表１の内、鋼片番号１〜１２は本
発明の化学組成を有しており、鋼片番号１３〜１５は比
較例として本発明の化学組成範囲を外れているものであ
る。表２（表２−１，表２−２）は、表１の化学組成を
有する鋼片を用いて製造された鋼板の製造方法を示して
いる。また、表３は鋼板の組織形態と機械的性質を示し
た結果である。

【００６１】機械的性質としては室温強度（０．２％耐
力、引張強さ）、２mmＶノッチシャルピー衝撃試験にお
ける５０％破面遷移温度（ｖＴｒｓ）、クリープ破断特
性（５５０℃〜６５０℃において負荷応力を種々変化さ
せて求めた破断時間が約１００ｈ〜１００００ｈ程度の
データに基づいて、負荷応力とラーソンミラーパラメー
ターとの関係から推定した５５０℃ｘ１０万ｈ破断強
度）、試験片はいずれも鋼板の板厚中心部から圧延方向
に直角な方向（Ｃ方向）に採取した。

【００６２】鋼材番号Ａ１〜Ａ１５は本発明により製造
した鋼板であり、板厚が５０mm〜１５０mmと厚手材であ
りながら、クリープ特性、靱性とも比較鋼に比べて優れ
ていることが明らかである。特に靭性の優位性が明白で
ある。

【００６３】一方、比較例の鋼材番号Ｂ１からＢ６は本
発明の要件を満足していないため、本発明鋼に比べて特
性が劣るが、その理由を以下に述べる。鋼材番号Ｂ１の
鋼板は、Ｃが過剰なため、本発明の組織要件は満足して
いるものの、靭性の劣化が著しい。鋼材番号Ｂ２の鋼板
は、Ｍｎが過剰なため、本発明の組織要件は満足してい
るものの、靭性が劣る。クリープ特性も若干劣る。鋼材
番号Ｂ３の鋼板は、Ｐが過剰なため、本発明の組織要件
は満足しているものの、靭性とクリープ強度がともに劣
る。鋼材番号Ｂ４の鋼板は、焼きならし温度が過大で本
発明を満足していないため、フェライト粒径及びマルテ
ンサイト粒径が粗大となり、靭性劣化が大きい。鋼材番
号Ｂ５の鋼板は、熱間圧延における９５０℃以下で行う
仕上げ圧延の累積圧下率が十分でないため、やはり結晶
粒径が微細でなく、靭性が劣る。鋼材番号Ｂ６の鋼板
は、マルテンサイト単相のため、本発明の鋼に比べて靭
性が若干劣る。

【００６４】以上の実施例によれば、本発明の要件を満
足することにより、板厚が５０mm以上、２００mm以下程
度の厚手材においても、Ｃｒ−Ｍｏ系の低合金耐熱鋼の
靭性を他の特性を劣化させることなく改善できることは
明白である。

【００６５】

【表１】

【００６６】

【表２】

【００６７】

【表３】

【００６８】

【表４】

【００６９】

【発明の効果】以上述べたように、本発明は、組織形態
を適正化することにより、Ｃｒ量が３％以下、Ｍｏが
１．５％以下の範囲で複合添加されたＣｒ−Ｍｏ系の低
合金耐熱鋼において、強度、クリープ特性だけでなく、
溶接性、靱性も優れた板厚が５０mm以上、２００mm以下
程度の厚手材の製造を可能にするものであり、産業上の
効果が極めて大きい。

フロントページの続き (72)発明者橋本勝郎富津市新富20−１新日本製鐵株式会社技術開発本部内Ｆターム(参考） 4K032 AA00 AA01 AA02 AA04 AA05 AA08 AA11 AA12 AA14 AA16 AA19 AA20 AA21 AA22 AA23 AA27 AA29 AA31 AA33 AA35 AA36 AA37 AA39 AA40 BA01 CA02 CA03 CB01 CB02 CC03 CC04 CD02 CD03 CF01 CF02 CF03

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】重量％で、Ｃ：０．０１〜０．２％、Ｓｉ：０．０１〜１％、Ｍｎ：０．１〜２％、Ｃｒ：０．１〜３％、Ｍｏ：０．１〜１．５％、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｎ：０．００１〜０．０１％を含有し、さらに不純物として、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１５％以下を含有し、残部が鉄及び不可避不純物からなり、下記
（ａ），（ｂ）いずれかの組織を有することを特徴とす
る溶接性と低温靭性に優れた低合金耐熱鋼。（ａ）旧オーステナイト粒径が５０μｍ以下のベイナイ
トのみからなる組織。（ｂ）旧オーステナイト粒径が５０μｍ以下のベイナイ
ト組織に加えて、旧オーステナイト粒径が５０μｍ以下のマルテンサイト
組織：面積率５０％以下、平均粒径が２０μｍ以下のフ
ェライト組織：面積率３０％以下の一方もしくは両方を
有する混合組織。
【請求項２】重量％でさらに、Ｎｉ：０．０１〜１％、Ｃｕ：０．０１〜１％、Ｔｉ：０．００３〜０．１％、Ｖ：０．００５〜０．５％、Ｎｂ：０．００３〜０．１％、Ｚｒ：０．００３〜０．１％、Ｔａ：０．００５〜０．２％、Ｗ：０．１〜２％、Ｂ：０．０００３〜０．０１％の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求
項１に記載の溶接性と低温靭性に優れた低合金耐熱鋼。
【請求項３】重量％でさらに、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、ＲＥＭ：０．００５〜０．１％の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求
項１または２に記載の溶接性と低温靭性に優れた低合金
耐熱鋼。
【請求項４】請求項１〜３のいずれか１項に記載の低
合金耐熱鋼の製造方法であって、請求項１〜３のいずれ
か１項に記載の成分を含有する鋼片を１０００〜１３０
０℃に加熱し、圧延開始温度が９５０℃以下で圧延終了
温度が７５０℃以上で累積圧下率が３０〜８０％の仕上
げ圧延を含む熱間圧延を行った後、Ａｃ₃変態点以上１
０００℃以下でオーステナイト化し、焼きならしを施す
ことを特徴とする溶接性と低温靭性に優れた低合金耐熱
鋼の製造方法。
【請求項５】焼きならし後に、５００℃以上Ａｃ₁変
態点未満で焼き戻すことを特徴とする請求項４に記載の
溶接性と低温靭性に優れた低合金耐熱鋼の製造方法。
【請求項６】請求項１〜３のいずれか１項に記載の低
合金耐熱鋼の製造方法であって、請求項１〜３のいずれ
か１項に記載の成分を含有する鋼片を１０００〜１３０
０℃に加熱し、圧延開始温度が９５０℃以下で圧延終了
温度が７５０℃以上で累積圧下率が３０〜８０％の仕上
げ圧延を含む熱間圧延を行った後、Ａｃ₃変態点以上１
０００℃以下でオーステナイト化し、１〜５０℃／ｓの
冷却速度で焼入れを行い、さらに５００℃以上Ａｃ₁変
態点未満で焼き戻すこと特徴とする溶接性と低温靭性に
優れた低合金耐熱鋼の製造方法。
【請求項７】熱間圧延後、７００℃以上の温度から５
〜５０℃／ｓの冷却速度で６００℃以下まで加速冷却を
行うことを特徴とする請求項４〜６のいずれか１項に記
載の溶接性と低温靭性に優れた低合金耐熱鋼の製造方
法。