JP2001073066A - 高温強度と靱性に優れた低Crフェライト系耐熱鋼およびその製造方法 - Google Patents
高温強度と靱性に優れた低Crフェライト系耐熱鋼およびその製造方法Info
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Abstract
強度が高く、かつそのような温度域で長時間使用しても
安定した強度を示し、さらに焼戻脆化を抑制した靱性に
優れた低Crフェライト鋼およびその製造方法の提供。 【解決手段】Crを0.1〜3重量%を含み、かつ下記
式を満足し、結晶粒内に析出するMX型析出物中に、M
oを30重量%以上、Nbを7重量%以上含有している
耐熱鋼、および鋳造まままたは熱間加工後に、焼きなら
しまたは直接焼入れした後、所定の冷却速度で冷却し、
次いで焼戻しする製造方法。 0.1≦Nb+Mo+V ここで、元素記号は各元素の含有量(重量%)を示す
Description
業、原子力等の分野で使用される熱交換器や配管用鋼
管、耐熱バルブ、接続継手等として使用するのに好適な
高温強度と靱性に優れた低Crフェライト系耐熱鋼に関
する。
される耐熱鋼には、オーステナイト系ステンレス鋼、
Cr含有量が9〜12%の高Crフェライト鋼、C
r含有量が数%の低Crフェライト鋼、および炭素鋼
に大別される。
および経済性を考慮して適宜選択される。
ところで、
これらの鋼種のうち、低Crフェライト系耐熱鋼は一般
に、数%のCrと、必要に応じてMo、W等の合金元素
を含む焼戻マルテンサイト、または焼戻ベイナイト組織
を有する耐熱鋼である。
rを含有しているため炭素鋼に比べて耐酸化性、高温耐
食性および高温強度に優れていることである。また、オ
ーステナイト系ステンレス鋼に比べて、高温強度の点で
は劣るが格段に安価で、且つ熱膨張係数が小さく、さら
には高Crフェライト鋼に比べても安価であって靱性、
溶接性および熱伝導性に優れていることが特徴である。
してJISで規格化されているSTBA20(0.5C
r−0.5Mo)、STBA22(1.0Cr−0.5
Mo)、STBA23(1.25Cr−0.5Mo)、
STBA24(2.25Cr−1.0Mo)等が知られ
ている。
あり、使用温度によらず高強度であることが望ましい。
特に、ボイラ、化学工業、原子力用などに用いられてい
る耐熱耐圧鋼管では、素材の高温強度に応じて管の肉厚
が決定される。
は、固溶強化と析出強化によりなされている。
正量のC、Cr、MoおよびWを含有させることにより
おこなわれているが、高温で長時間使用すると炭化物の
粗大化や金属間化合物の析出が生じて高温長時間側のク
リープ強度が低下する。強度を上昇させるために固溶元
素の添加量を増量し、固溶強化を高める方法が考えられ
るが、固溶限以上の添加はこれらの元素の析出を助長
し、かえって靱性、加工性および溶接性を劣化させる。
元素であるV、Nb、Ti、等を添加することによりお
こなわれている。このような低Crフェライト鋼は例え
ば、特開昭57−131349号、特開昭57−131
350号、特開昭59−226152号、特開平8−1
58022号等の各公報により多数の提案がなされ、実
用化もされている。
として、タービン用材料である1Cr-1Mo-0.25V鋼や高速
増殖炉用構造材料である2.25Cr-1Mo-Nb鋼がよく知られ
ている。
制御をおこなわない場合には次のような問題が生ずる。
を有するものの、10000時間以上もの長時間高温に
曝されると析出強化効果が低減し、安定した強度が得ら
れなくなる。これは、未使用材や短時間使用材では炭化
物、窒化物が析出強化に寄与するが、高温で長時間使用
中に生じる時効により、これらの析出物が凝集粗大化
し、析出強化能が失われるからである。
るため、相対的に粒界が弱くなり、靱性や耐食性が劣化
する。
めることができれば、次のような利点が得られる。
要求されない使用環境でも、高温強度確保のためにオー
ステナイト系ステンレス鋼あるいは高Crフェライト系
鋼が使用されていたが、これらの鋼に代えて低Crフェ
ライト系鋼を用いれば、低Crフェライト系鋼の特性、
例えば優れた溶接性、熱伝導性、耐疲労特性および経済
性を生かすことができる。
ことが可能となり、それによって熱伝導性が向上し、プ
ラントの熱効率そのものを改善することができるととも
に、プラントの起動、停止に伴う熱疲労負荷を軽減する
ことができる。
ントのコンパクト化と製造コストの低減ができる。
0〜600℃程度の高温におけるクリープ強度が高く、
且つそのような温度域で長時間使用しても安定した強度
を示し、さらに焼戻脆化を抑制した靱性に優れた低Cr
フェライト系耐熱鋼およびその製造方法を提供すること
にある。
通りである。
%、Cr:0.1〜3%、Nb:0.005〜0.2
%、Mo:0.01〜2.5%、Ca:0.0001〜
0.01%、N:0.0005〜0.01%、B:0.
0001〜0.01%を含み、かつ下記式を満足し、結
晶粒内に析出しているMX型析出物中に、Moを30重
量%以上、Nbを7重量%以上含有している高温強度と
靱性に優れた低Crフェライト系耐熱鋼。
0.1〜3%、Nb:0.005〜0.2%、Mo:
0.01〜2.5%、Ca:0.0001〜0.01
%、N:0.0005〜0.01%、B:0.0001
〜0.01%、V:0.02〜0.5重量%を含み、か
つ下記式を満足し、結晶粒内に析出しているMX型析出
物中に、Moを30重量%以上、Nbを7重量%以上お
よびVを10%以上含有している高温強度と靱性に優れ
た低Crフェライト系耐熱鋼。
記(1)または(2)に記載の低Crフェライト系耐熱
鋼。
有している上記(1)〜(3)のいずれかに記載の低C
rフェライト系耐熱鋼。
載の化学組成の低Crフェライト系耐熱鋼を鋳造し、鋳
造したまま、または熱間加工後に、950℃以上の温度
で焼ならしをおこなった後、室温まで冷却するに際し、
850℃から650℃までの温度範囲を下記式(1)ま
たは(2)で得られる冷却速度AとBのうちの速い方の
冷却速度以上の平均冷却速度で冷却し、次いで下記式
(3)と(4)で得られる温度範囲内で焼戻処理を施す
ことを特徴とする高温強度と靱性に優れた低Crフェラ
イト系耐熱鋼の製造方法。
の低Crフェライト系耐熱鋼を、熱間圧延して1100
〜900℃の温度範囲内で仕上げた後、200℃以下に
冷却するに際し、850℃から650℃までの温度範囲
を下記式(1)または(2)で得られる冷却速度AとB
のうちの速い方の冷却速度以上の平均冷却速度で冷却
し、次いで下記式(3)と(4)で得られる温度範囲内
で焼戻処理を施すことを特徴とする高温強度と靱性に優
れた低Crフェライト系耐熱鋼の製造方法。
るが、鋳造のままの鋼も含むものとする。また、平均冷
却速度とは、下記式で得られる速度である。
に要する時間 また、MXのMはNb、V、Mo等の金属元素、Xは
C、N等の侵入型元素で、MとXの原子数比が1:1で
あることを表す。
度、特に400℃以上でのクリープ強度と焼戻処理後の
靱性を向上させるため、炭化物による析出強化に着目
し、400℃以上の高温での粒内の炭化物析出挙動と粒
界強度について種々の試験を繰り返した結果、以下の知
見を得て本発明を完成するに至った。
は、析出物のうちMX型炭窒化物が最も析出強化作用が
強く、クリープ強度向上に有効である。
熱処理条件に依存してMXの構成成分が変化する。例え
ば、MoとNbが複合添加された鋼の場合、MXの金属
成分はMoとNbからなる。Mo、Nb、Vが複合添加
された場合、MXの金属成分はMo、Nb及びVからな
る。その他、Ti、ZrもMXのMになり得る。
Zr、Ti等が完全に混ざり合って(Mo,Nb,V,Zr,Ti)
(C,N)の複合析出の状態にある場合に、凝集粗大化が抑
えられる。すなわち、高温での長時間使用後も、微細な
MXが安定、且つ高密度に保たれて析出強化能が持続す
る。
々別のサイトに析出する場合、例えばMoC,NbC,VC等が別
々の場所に析出したり、NbCを核にしてその回りにVCが
析出するような場合は、一部の析出物の凝集粗大化が速
くなり、析出強化能が低下する。
析出していても、下記の条件を満たさない場合には、特
定の析出物が凝集粗大化しやすくなり、析出強化作用が
長時間持続しなくなる。
が、Moを30重量%以上、Nbを7重量%以上、また
V含有鋼の場合、Vを10重量%以上含有すること。
って粒内強化が図られても、粒界に粒界結合力を弱める
ような不純物元素が偏析すると、焼戻し脆化やクリープ
脆化のような靱性劣化現象が生ずる。
必要に応じてZrを含有させるのがよい。
および析出物の組成を限定した理由について以下に詳し
く説明する。なお、以下の説明において、化学成分の含
有量の%表示はすべて重量%を意味する。
を形成し、高温強度に寄与するとともに、それ自体がオ
ーステナイト安定化元素として組織を安定化する。
出量が不十分である上に、焼入性が低下して強度と靱性
を損なう。一方、0.25%を超えると炭化物が過剰に
析出し、鋼が著しく硬化して加工性と溶接性を損なう。
したがって、C含有量は0.01〜0.25%とした。
元素である。Cr含有量が0.1%未満ではこれらの効
果が得られない。一方、3%を超えると経済的でなくな
り、低Crフェライト鋼の利点が少なくなる。したがっ
て、Cr含有量の範囲は0.1〜3%とした。
し、クリープ強度の向上に寄与する。MXにNbが含ま
れていると、MXの粗大化が抑えられてMXの熱的安定
性が高められるため、長時間側のクリープ強度の低下が
防止される。さらに、結晶粒を微細化して溶接性および
靱性の改善にも有効である。しかし、0.005%未満
ではMXの析出量が少なく、クリープ強度の向上に寄与
しない。一方、0.2%を超えて過剰に含有する場合に
は、析出物が粗大化しやすく、かえって強度と靱性を損
なう。したがって、Nb含有量は0.005〜0.2%
とした。望ましくは0.02〜0.08%である。但
し、Nb含有量とMo含有量の合計が0.1%未満の場
合にはMXによる析出強化が得られないため、0.1%
≦Nb+Moとした。
やVとともに複合析出するため、析出強化作用も有し、
クリープ強度の向上に有効な元素である。さらには焼戻
脆化やクリープ脆化を防止し、靱性改善に有効な元素で
ある。しかし、0.01%未満では上記の効果が得られ
ない。一方、2.5%を超えて過剰に含有させると、そ
の効果が飽和するとともに、長時間加熱後には粗大な炭
化物析出を誘発して強度および靱性を損なう。したがっ
て、Mo含有量は0.01〜2.5%とした。望ましく
は0.05〜1.5%である。さらに望ましくは0.2
〜1%である。
0.1%未満の場合にはMXによる析出強化が得られな
いため、0.1%≦Nb+Moとする必要がある。
場合に鋳造性を向上させるのに有効である。また、焼戻
脆化やクリープ脆化に有害なSを固定して靱性改善に寄
与する。ただし、0.0001%未満の添加では上記の
効果が得られない。一方、0.01%を超えて含有させ
ると、炭化物や硫化物を増加させ、かえって靱性および
強度を損なう。したがって、Ca含有量は0.0001
〜0.01%とした。
炭窒化物を形成し、クリープ強度の向上、結晶粒の微細
化による靱性改善およびHAZの軟化の防止に寄与す
る。しかし、0.0005未満では上記の効果が得られ
ない。一方、0.01%を超えて過剰に含有させると炭
化物が粗大化するとともに、焼戻脆化やクリープ脆化が
生じやすくなる。したがって、N含有量は0.0005
〜0.01%とした。望ましくは0.001〜0.01
%である。
防止に有効である。また、炭化物を微細化し、クリープ
強度の向上に寄与する。しかし、0.0001未満では
上記の効果が得られない。一方、0.01%を超えて過
剰に添加すると、粒界炭化物の析出を促進し、かえって
靱性を劣化させる。したがってB含有量は0.0001
〜0.01%とした。望ましくは0.001〜0.00
5%である。
リープ強度の向上に寄与する。さらに、粒界上への粗大
な炭化物の析出を抑制し、強度及び靱性の安定化に有効
である。上記効果を得るには0.02%以上含有させる
のが望ましい。一方、0.5%を超えるとMXが粗大化
しやすくなるため、かえって強度と靱性を損なう。した
がって、Vを含有させる場合には0.02〜0.5%と
するのがよい。望ましくは0.05〜0.3%である。
が0.1%未満の場合には、十分な析出強化作用が得ら
れないことから、0.1%≦Nb+Mo+Vとする必要
がある。
aが酸素と結合するのを防止して、CaによるSの固定
硫効果を上げるのに有効である。さらに、Nbと同様に
Cと結合してMXを形成し、細粒化による靱性改善およ
びクリープ強度の向上に寄与するため、必要に応じて含
有させる。含有させる場合は0.002%以上が好まし
く、0.1%を超えて過剰に含有させると、MXが粗大
化しやすくなるため、かえって強度と靱性を損なう。し
たがって、Zrを含有させる場合には、上限を0.1%
とするのがよい。
プ強度の向上に寄与する。さらに、結晶粒を微細化し、
溶接熱影響部(HAZ部)の軟化防止にも有効であり、
必要に応じて含有させる。含有させる場合0.002%
以上が好ましく、0.1%を超えて過剰に添加すると、
鋼を著しく硬化させて靱性、加工性および溶接性を損な
う。したがって、Tiを含有させる場合は、上限を0.
1%とするのがよい。
MXを形成し、クリープ強度の向上に寄与する。さら
に、結晶粒を微細化し、HAZの軟化防止にも有効であ
り、必要に応じて含有させる。しかし、0.1%を超え
て過剰に添加すると、鋼を著しく硬化させ、靱性、加工
性および溶接性を損なう。したがって、Taを含有させ
る場合は、上限を0.1%とするのがよい。
し、より高温のクリープ強度の向上に有元素であり、必
要に応じて含有させる。しかし、2.5%を超えて過剰
に添加すると、その硬化が飽和するとともに、かえって
溶接性と靱性を損なう。したがって、Wを含有させる場
合は、上限を2.5%とするのがよい。
あり、かつ固溶強化作用を有し、必要により含有させ
る。しかし、0.5%を超えると高温でのクリープ強度
を低下させる。また、経済性の点からも過剰添加は好ま
しくない。したがって、Coを添加させる場合は、上限
を0.5%とするのがよい。
あり、かつ靱性改善に寄与し、必要により含有させる。
しかし、0.5%を超えて含有させると高温でのクリー
プ強度を低下させる。また、経済性の点からも過剰に含
有させるのは好ましくない。したがって、Niを含有さ
せる場合は、上限を0.5%とするのがよい。
あり、且つ熱伝導性の向上に寄与し、必要により含有さ
せる。しかし、0.5%を超えて含有させると高温での
クリープ強度や靱性を劣化させる。したがって、Cuを
含有させる場合は、上限を0.5%とするのがよい。
要により用いる。この効果を得るには0.001%以上
含有させるのがよい。一方、0.05%を超えるとクリ
ープ強度と加工性を損なう。したがって、Alを含有さ
せる場合は、その範囲を0.0005〜0.05%とす
るのがよい。さらに望ましくは0.001〜0.01%
である。
水蒸気酸化特性を高める元素で必要により用いる。これ
らの効果を得るには0.01%以上含有させるのがよ
い。一方、0.7%を超えて含有させると靱性が著しく
低下し、クリープ強度に対しても有害である。したがっ
て、Siを含有させる場合は、その範囲を0.01〜
0.7%とするのがよい。さらに望ましい上限は0.5
%である。
すると共に、Sを固定することによって熱間加工性を向
上させ、さらには、焼入性を向上させる元素で必要によ
り含有させる。これらの効果を得るには0.01%以上
含有させるのがよい。一方、1%を超えるとクリープ強
化に有効な微細炭窒化物の安定性を損ない、高温長時間
のクリープ強度が低下する。したがって、Mnを含有さ
せる場合は、0.01〜1%とするのがよい。さらに望
ましい上限は、0.8%である。
下 PおよびSは、不可避不純物元素であり、いずれも靱
性、加工性および溶接性に有害であり、特に焼戻脆化を
促進させる。このため、可能な限り低くすることが望ま
しく、Pの許容上限は0.03%、Sの許容上限は0.
015%である。
元素を含有しており、下記の合金元素を必要により選択
的に含有させることができる。
粒内に微細析出する。MXのMは金属元素(主として、
Mo、Nb、V、Ti、ZrおよびTa)、XはCまた
はNを表し、金属元素とCまたはNが1対1で結合する
ことを意味する。また、一般にMXはNbC、NbN、
MoC、MoN、VC、VN、ZrC、ZrN、Ti
C、TiN、TaC、TaN、等およびこれらの複合析
出物の総称であるが、本発明鋼におけるMXは上記の炭
窒化物で構成された複合析出物(上記の諸炭窒化物が完
全に混ざり合った状態)とする。その理由は、NbC、
NbN、MoC、MoN、VC、VN、ZrC、Zr
N、TiC、TiN、TaC、TaN、等が各々別の場
所から析出したり、ある析出物を核として別の析出物が
析出する場合には、特定の析出物の凝集粗大化が顕著に
生ずるのに対し、複合析出物の場合にはMXが均一分散
し、合金元素量が少なくても効果的に析出強化が図られ
るからである。ただし、MX中の、Mo含有量が30重
量%未満またはNb含有量が7重量%未満の場合には、
複合析出の効果はない。またVを含む鋼の場合、さらに
MX中のV含有量が10重量%未満の場合も複合析出の
効果はない。したがって、MX中の金属成分は、Moが
30重量%以上且つNbが7重量%以上、またV含有鋼
の場合には、MX中に10重量%以上のVが含まれるも
のとする。
微鏡を用いてEDX分析をおこなうことにより求めるこ
とができる。
溶解、鋳造したまま使用する鋳鋼、および熱間加工後使
用する鍛鋼である。本発明で規定する化学成分の鋼に下
記の熱処理を施すことにより、MX型炭窒化物を本発明
で規定する範囲内の化学組成にすることができる。
焼きならし 焼きならしは、オーステナイト変態開始温度以上で、且
つMXが固溶する温度でおこなうのが好ましい。未固溶
のMXは主としてNbN、NbC、TiNおよびTiC
が各々単独に析出し凝集粗大化したものであり粗大であ
る。したがって未固溶のMXが増加すると、クリープ強
度と靱性を低下させる。また、未固溶のMXが多いほ
ど、その後の焼戻や長時間時効時に析出する微細なMX
の析出密度が低下し、十分な強化作用が得られない。具
体的には、950℃未満の温度での焼きならしでは、未
固溶のMXが凝集粗大化して強度、靱性が劣化する。し
たがって、焼ならし温度は950℃以上とするのがよ
い。上限は特に限定しないが、MXが固溶する温度、1
200℃以下が望ましい。この処理は、鋳造したまま、
または熱間加工後の鋼に有効である。
間圧延の加工歪みによる再結晶や析出の均一化の効果を
生かすには、圧延仕上温度を1100〜900℃の温度
範囲に制御圧延するのがよい。仕上圧延温度がこの範囲
になければ、転位は蓄積されず、熱間加工の効果が現れ
ない。圧延仕上温度の上限は、経済性の観点から110
0℃以下とするのが望ましい。また、制御圧延の場合は
熱間圧延した後に、焼きならし処理を行わないため、省
エネルギーによる製造コストの低減が図れる。
却 冷却条件としては、850℃から650℃までの温度範
囲を下記式(1)または(2)で得られる冷却速度Aと
Bのうちの速い方の冷却速度以上の平均冷却速度で冷却
する。
bNが析出し、またB未満の場合は、冷却中にNbC、
NbN以外の粗大な炭化物、窒化物が析出して靱性およ
び強度が劣化する。さらに、冷却速度がB以上、A未満
の場合には、NbC、NbN以外の炭化物、窒化物の粗
大化は押さえられるが、NbC、NbNは粗大化してし
まう。また、A以上、B未満の場合は、NbC、NbN
の粗大化は抑制されるが、それ以外の炭化物、窒化物が
粗大化してしまう。したがって、冷却速度はA以上で、
かつB以上(すなわち、AとBのどちらか高いほうの冷
却速度以上)の平均冷却速度としなければならない。
いが、実用的には水冷に相当する冷却速度20℃/秒以
下が望ましい。なお、焼きならし後は、組織をマルテン
サイト変態またはベイナイト変態させるため室温まで冷
却する必要があるが、650℃未満の温度範囲では冷却
速度は規制する必要はなく、放冷でよい。また、熱間圧
延後の冷却は、粗大なNbN、NbCの析出を防止する
ために、850〜650の温度範囲をA以上、かつB以
上の冷却速度で200℃以下に冷却する必要があるが、
650℃未満の温度範囲の冷却速度は特に規制する必要
はなく放冷でよい。また、制御圧延により加工歪が蓄え
られると変態点が上昇するため室温まで冷却する必要は
なく、200℃以下であればよい。
り、焼戻し温度は下記式で得られるC〜D℃の温度範囲
内でおこなう。
となり、強化能が小さくなる。さらに、粒界に別の炭化
物がフィルム状に析出して靱性を劣化させる。一方、D
℃を超えるとMX中のMo量が30%未満となり、強度
および靱性を悪化させる。さらに、Vを含有する場合
は、焼戻し温度がC℃未満やD℃を超える場合、MX中
のVが10%未満となり、所望の強度、靱性が得られな
い。したがって、焼戻温度はC〜D℃の範囲内とするの
がよい。
示す化学組成の28種の鋼を溶解し、下記の3種類の工
程で鋳造から焼戻し処理をおこなった。
−焼戻し(鋳造NT) インゴットを直接機械加工をして50mm厚の鋼板を製
作したのち、焼きならし、焼戻しをおこなった。
−焼戻し(NT) 鋳造したインゴットを1200〜1000℃の温度範囲
で鍛造して厚さ50mmの鋼板とした。この鋼板につい
て焼きならし、焼きもどし処理を施した。
ならし−焼戻し(DQT) 鋳造したインゴットを1200〜1000℃の温度範囲
で鍛造して厚さ100mmの鋼板とした。この鋼板につ
いて1250℃に再加熱したのち、続いて仕上温度を8
00〜1050℃の範囲で種々変化させ熱間圧延をおこ
ない、その後室温まで表3に示す速度で冷却した。こう
して得られた鋼板について焼きもどし処理をおこなっ
た。以上の熱処理条件の詳細を表3に示す。
を採取し、それをFEG(電界放出型電子銃)透過電子
顕微鏡を用い、EDX分析(エネルギー分散X線分光分
析)によりMX型炭窒化物の組成を測定した。FEG透
過電子顕微鏡はビームを数nm以下に絞ることができる
ため、数nm以下のMX炭窒化物の分析も精度良く測定
できる。なお、分析は20粒子おこなった。表2にはM
X中のNb、MoおよびVの含有量を示す。
プ試験とシャルピー衝撃試験とを実施した。
長さ30mmの試験片を製作し、525℃で最長100
00時間の試験をおこない、平均破断強度を求めた。ま
た、525℃×1000時間と525℃×10000時
間の強度を比較し、強度の低下率を求め、高温での強度
の安定性の指標とした。
5(mm)、2mmVノッチ試験片(JIS4号試験
片)を用い、延性−脆性破面遷移温度を求めた。表4に
評価結果を示す。
な炭窒化物が少なく、クリープ強度低い。
起こりやすく、靱性が不芳である。
が起こりやすくクリープ強度が低い。
化物が析出せず、クリープ強度が低い。
固溶強化、析出強化がおこらず、クリープ強度が低い。
また、焼戻脆化が起こりやすくなり、靱性が不芳であ
る。
な炭化物が析出し、靱性が不芳である。
定する化学組成を有する微細なMXが析出せず、クリー
プ強度が低い。
効後に炭化物の粗大化が生じ、長時間強度の低下率が大
きい。
後に炭化物が凝集粗大化しやすい上に、焼戻時に残留応
力が緩和せず、靱性が不芳である。
Xが多量に析出し、靱性が不芳である。
在物が未固溶で存在し、靱性が不芳である。
合は、化学組成は本発明で規定(以下、規定と記す)す
る範囲内にあるが、熱処理方法が適正でないため、MX
の組成は規定を満たしていない。このため、クリープ強
度が低く、靱性も不芳である。また、比較例における4
と5鋼を用いた場合は、化学組成は規定範囲内にある
が、焼戻温度範囲が適正でない。このため、MXの組成
は規定を満たいておらず、強度または靱性が不芳であ
る。
0000時間平均強度が170MPa以上を満たし、且
つ525℃×1000時間から10000時間経過後の
強度低下は20%と以下に抑えられ、安定した強度を有
する。また、焼戻後の延性−脆性破面遷移温度は−10
℃以下と良好な靱性を示す。
温で長時間使用してもクリープ破断強度が安定して高
く、且つ靱性に優れた低Crフェライト系耐熱鋼が得ら
れる。したがって、靱性の要求される厚肉材や、従来高
Crフェライト鋼が使用されていた用途にも用いること
ができ、経済的な効果が大きい。
Claims (6)
- 【請求項1】重量%で、C:0.01〜0.25%、C
r:0.1〜3%、Nb:0.005〜0.2%、M
o:0.01〜2.5%、Ca:0.0001〜0.0
1%、N:0.0005〜0.01%、B:0.000
1〜0.01%を含み、かつ下記式を満足し、結晶粒内
に析出しているMX型析出物中に、Moを30重量%以
上、Nbを7重量%以上含有していることを特徴とする
高温強度と靱性に優れた低Crフェライト系耐熱鋼。 0.1≦Nb+Mo ここで、元素記号は各元素の含有量(重量%)を示す - 【請求項2】重量%で、C:0.01〜0.25%、C
r:0.1〜3%、Nb:0.005〜0.2%、M
o:0.01〜2.5%、Ca:0.0001〜0.0
1%、N:0.0005〜0.01%、B:0.000
1〜0.01%、V:0.02〜0.5重量%を含み、
かつ下記式を満足し、結晶粒内に析出しているMX型析
出物中に、Moを30重量%以上、Nbを7重量%以上
およびVを10%重量以上含有していることを特徴とす
る高温強度と靱性に優れた低Crフェライト系耐熱鋼。 0.1≦Nb+Mo+V ここで、元素記号は各元素の含有量(重量%)を示す - 【請求項3】Zrを0.002〜0.1重量%含有して
いることを特徴とする請求項1または2記載の低Crフ
ェライト系耐熱鋼。 - 【請求項4】Tiを0.002〜0.1重量%含有して
いることを特徴とする請求項1、2および3のいずれか
に記載の低Crフェライト系耐熱鋼。 - 【請求項5】請求項1〜4のいずれかに記載の化学組成
の低Crフェライト系耐熱鋼を鋳造し、鋳造したまま、
または熱間加工後に、950℃以上の温度で焼ならしを
おこなった後、室温まで冷却するに際し、850℃から
650℃までの温度範囲を下記式(1)または(2)で
得られる冷却速度AとBのうちの速い方の冷却速度以上
の平均冷却速度で冷却し、次いで下記式(3)と(4)
で得られる温度範囲内で焼戻処理を施すことを特徴とす
る高温強度と靱性に優れた低Crフェライト系耐熱鋼の
製造方法。 A=0.6×log(Nb)+1.24 ・・・・・・・・ (1) B=0.1×log(C+N)+0.3 ・・・・・・・・ (2) C=780-125×Mo/(Mo+Nb) ・・・・・・・ (3) D=780+100×Nb/(Mo+Nb) ・・・・・・・ (4) - 【請求項6】請求項1〜4のいずれかに記載の化学組成
の低Crフェライト系耐熱鋼を、熱間圧延して1100
〜900℃の温度範囲内で仕上げた後、200℃以下に
冷却するに際し、850℃から650℃までの温度範囲
を下記式(1)または(2)で得られる冷却速度AとB
のうちの速い方の冷却速度以上の平均冷却速度で冷却
し、次いで下記式(3)と(4)で得られる温度範囲内
で焼戻処理を施すことを特徴とする高温強度と靱性に優
れた低Crフェライト系耐熱鋼の製造方法。 A=0.6×log(Nb)+1.24 ・・・・・・・・ (1) B=0.1×log(C+N)+0.3 ・・・・・・・・ (2) C=780-125×Mo/(Mo+Nb) ・・・・・・・ (3) D=780+100×Nb/(Mo+Nb) ・・・・・・・ (4)
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