JP2002180178A - 低Ｃｒフェライト系耐熱鋼とその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】400〜530℃でのクリープ強度が高く、且つ長時
間使用で安定した強度と延性を示す低Ｃｒフェライト系
耐熱鋼とその製造方法を提供する。 【解決手段】本発明の耐熱鋼は、C：0.05〜0.15％、C
r：0.1〜3％、V：0.02〜0.5％、Nb：0.005〜0.2％、N：
0.001〜0.01％を含み、結晶粒内のMX型析出物の特定式
で定義される析出間隔ばらつきσ_MXが20％以下で、かつ
母相の(001)面との角度差が5゜以下である。また、その
製造方法は、上記化学組成鋼を、A_C3以上に加熱後、そ
の冷却過程のA_C1〜(A_C1−100)℃の温度域で等温保持す
るか、または当該温度域を冷却速度500℃／h以下で冷却
する。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】この発明は、ボイラ、化学工
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
高温強度に優れた低Ｃｒフェライト系耐熱鋼に関し、特
に４００℃以上の高温におけるクリープ強度とクリープ
延性、耐クリープ脆化に優れた低Ｃｒフェライト系耐熱
鋼とその製造方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】４００℃以上の高温で使用される耐熱鋼
には、オーステナイト系ステンレス鋼、Ｃｒ含有量が９
〜１２質量％の高Ｃｒフェライト鋼、Ｃｒ含有量が数質
量％の低Ｃｒフェライト鋼および炭素鋼に大別される。
そして、上記の各鋼種は、使用環境（温度、圧力等）お
よび経済性を考慮して適宜選択して使用される。

【０００３】上記鋼種のうち、低Ｃｒフェライト鋼は、
Ｃｒ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が優れる。また、オーステナイ
ト系ステンレス鋼に比べて高温強度は劣るものの、格段
に安価で、しかも熱膨張係数が小さい。さらに、高Ｃｒ
フェライト鋼に比べても安価であり、靱性、溶接性およ
び熱伝導性に優れている。

【０００４】高温強度は、耐圧部材の設計上極めて重要
であり、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、原子力用等に用いられる
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。

【０００５】低、中Ｃｒフェライト鋼の高温強度の改善
は、一般に、適正量のＣ、Ｃｒ、ＭｏおよびＷを含有さ
せることにより行われているが、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、固溶強化の効果を高め
る方法が考えられるが、固溶限度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、溶接性を
劣化させる。

【０００６】析出強化による高温強度の改善は、析出強
化元素であるＶ、Ｎｂ、Ｔｉ等を添加することにより行
われている。Ｍｏも析出強化に寄与する元素である。こ
のような低Ｃｒフェライト鋼としては、ＪＩＳ規格に規
定されるＳＴＢＡ２０（０．５Ｃｒ−０．５Ｍｏ）、Ｓ
ＴＢＡ２２（１Ｃｒ−０．５Ｍｏ）、ＳＴＢＡ２３
（１．２５Ｃｒ−０．５Ｍｏ）、ＳＴＢＡ２４（２．２
５Ｃｒ−１Ｍｏ）および特開平６−１００９２９号、同
８−１３４５８４号、同８−１５８０２２号の各公報等
に示される鋼がある。

【０００７】さらに、析出強化型の低Ｃｒフェライト鋼
としては、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鋼等がよく知られている。

【０００８】以上の析出強化鋼は、いずれも、Ａ_C3変態
点以上で焼きならしを行った後、Ｍｓ点（マルテンサイ
ト変態開始温度）またはＢｓ点（ベイナイト変態開始温
度）以下に冷却してマルテンサイトまたはベイナイト組
織を得、その後、Ａ_C1変態点以下での焼戻しの過程で炭
窒化物を析出させるものである。しかし、このような焼
戻しマルテンサイト組織または焼戻しベイナイト組織の
場合、以下のような問題を生ずる場合がある。

【０００９】未使用材や短時間使用材では、高強度を有
するものの、１万時間以上もの長時間高温に曝されると
転位の回復に伴い、マルテンサイトやベイナイトのラス
構造が崩れ、クリープ強度が大幅に低下する場合があ
る。また、焼戻し過程で析出した炭窒化物は、高温で長
時間使用中、凝集粗大化しやすく、析出強化能が失われ
る場合がある。さらに、マルテンサイト組織やベイナイ
ト組織を有する鋼においては、旧オーステナイト粒界に
偏析が生じやすい上に、粗大な炭化物を形成して使用中
に脆化が生じる場合がある。

【００１０】さらに、製造プロセスの観点では、一旦、
焼きならし、冷却後、焼戻しを行うことはリードタイム
を長時間化し、製造コストアップにもつながる。

【００１１】そこで、低Ｃｒフェライト鋼について、高
温強度をさらに高め、且つクリープ脆化を防止できる低
コストの製造プロセスが提案できれば、次のような利点
が得られる。

【００１２】従来、耐高温腐食性がそれほど厳しく要求
されない使用環境でも、高温強度確保のために高Ｃｒフ
ェライト鋼が使用されていた。しかし、低Ｃｒフェライ
ト鋼を用いれば、経済性に対するメリットが大きい。ま
た、従来の用途においても、肉厚を薄くすることが可能
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。さらに、クリープ脆化を防止することにより、プラ
ントの安全性が高められる。

【００１３】

【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は、４０
０〜５３０℃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
と延性を示す、低Ｃｒフェライト系耐熱鋼とその製造方
法を提供することにある。

【００１４】

【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、下記
（１）のフェライト系耐熱鋼と、下記（２）、（３）の
フェライト系耐熱鋼の製造方法にある。 （１）質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｃｒ：
０．１〜３％、Ｖ：０．０２〜０．５％、Ｎｂ：０．０
０５〜０．２％、Ｎ：０．００１〜０．０１％を含み、
結晶粒内のＭＸ型析出物の下式(1) で定義される析出間
隔のばらつきσ_MXが２０％以下であり、かつ母相である
フェライト相の（００１）面と前記ＭＸ型析出物の（０
０１）面との角度差が５度以下である低Ｃｒフェライト
系耐熱鋼。

【００１５】 σ_MX＝｛（Ｌ_MAX−Ｌ_MIN）／２Ｌ_MEAN｝×１００（％）・・・(1) ここで、Ｌ_MAX は、電解研磨処理を行った薄膜試料を加
速電圧２００ｋＶの透過電子顕微鏡により４万倍で観察
し、電子線回折図形の解析により同定されるＭＸ型析出
物同士の最近接間隔Ｌ（μｍ）を１００個測定した際の
最大値、Ｌ_MINは同最小値、Ｌ_MEANは同平均値である。 （２）質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｃｒ：
０．１〜３％、Ｖ：０．０２〜０．５％、Ｎｂ：０．０
０５〜０．２％、Ｎ：０．００１〜０．０１％を含む素
材の低Ｃｒフェライト系耐熱鋼を、Ａ_C3変態点以上に加
熱後、その冷却過程のＡ_C1変態点〜（Ａ_C1変態点−１０
０）℃の温度域で等温保持してフェライト変態を完了さ
せる低Ｃｒフェライト系耐熱鋼の製造方法。 （３）質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｃｒ：
０．１〜３％、Ｖ：０．０２〜０．５％、Ｎｂ：０．０
０５〜０．２％、Ｎ：０．００１〜０．０１％を含む素
材の低Ｃｒフェライト系耐熱鋼を、Ａ_C3変態点以上に加
熱後、その冷却過程のＡ_C1変態点〜（Ａ_C1変態点−１０
０）℃の温度域を冷却速度５００℃／ｈ以下で冷却して
フェライト変態を完了させる低Ｃｒフェライト系耐熱鋼
の製造方法。

【００１６】上記本発明のフェライト系耐熱鋼は、上記
の合金成分の他に、必要に応じて下記のイ〜チの８グル
ープのうちから選ばれた１または２グループ以上の元素
を含むものであってもよく、不純物として含まれるＰと
Ｓの含有量は、それぞれ、質量％で、０．０３％以下、
０．０１５％以下であることが好ましい。

【００１７】イ；質量％で、Ｔｉ：０．００１〜０．１
％、Ｔａ：０．００２〜０．２％の１種以上。 ロ；質量％で、Ｍｏ：０．０１〜２．５％、Ｗ：０．０
２〜５％の１種以上。 ハ；質量％で、Ｂ：０．０００１〜０．０１％。 ニ；質量％で、Ｃｏ：０．０１〜０．５％、Ｎｉ：０．
０１〜０．５％、Ｃｕ：０１〜０．５％の１種以上。 ホ；質量％で、Ｃａ：０．０００１〜０．００５％、Ｍ
ｇ：０．０００１〜０．００５％の１種以上。 ヘ；質量％で、Ａｌ：０．００１〜０．０５％。 ト；質量％で、Ｓｉ：０．０１〜０．７。 チ；質量％で、Ｍｎ：０．０１〜１％。

【００１８】本発明者等は、低Ｃｒフェライト系耐熱鋼
の高温強度、特に４００℃以上でのクリープ強度を向上
させるため、高温でも安定な析出物を均一に分散させる
製造方法について種々試験を繰り返した。その結果、以
下の知見を得て本発明を完成させた。

【００１９】Ｖ、Ｎｂ、Ｃ、Ｎを含む低Ｃｒ鋼において
は、Ａ_C3変態点以上の温度、すなわちオーステナイト域
で炭窒化物の固溶化熱処理を行った後、直ちに、Ａ_C1変
態点直下に冷却し、その温度で保持すると、オーステナ
イト／フェライト相界面で微細なＭＸ型析出物の析出を
伴いながら、オーステナイト相からフェライト相への変
態が進行する。

【００２０】このオーステナイト／フェライト相界面析
出により得られたＭＸ型析出物は、高温で極めて安定
で、凝集粗大化しにくい。さらに、相変態に伴う界面移
動速度に依存してＭＸ型析出物同士の離間距離（以下に
おいて、析出物間距離または粒子間距離ということもあ
る。）が決まり、粒内で、ほぼ等間隔に析出する。すな
わち、変態速度の制御により、ＭＸ型析出物の析出密度
と分布が決まる。

【００２１】このＭＸ型析出物の結晶形は、面心立方格
子であり、構成元素として、ＭにはＶ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｔ
ａ、Ｍｏ、Ｗ等の金属元素、ＸにはＣ、Ｎ等の侵入型の
元素が入りうるが、少なくともＭＸがＶ、Ｎｂ、Ｃ、Ｎ
から構成される場合には、母相と特定の方位関係を有
し、母相のフェライト相との整合性が高くなる。

【００２２】ＭＸ型析出物とマトリックスとの整合性が
高いと、ＭＸ型析出物の周りに整合歪が発生して変形抵
抗が高くなり、常温強度およびクリープ強度が顕著に向
上する。また、上記のように、オーステナイト域で炭窒
化物の固溶化熱処理を行った後、Ｍｓ点またはＢｓ点以
下まで冷却せず、連続してＡ_C1変態点以下で保持する
と、マトリックスが完全にフェライト化する。

【００２３】したがって、焼戻し処理を行わなくても転
位密度は低く、残留応力も低いため、焼戻しマルテンサ
イト組織や焼戻しベイナイト組織で問題となるような転
位の回復に伴うクリープ強度の低下は起こらない。さら
に、焼戻しマルテンサイト組織や焼戻しベイナイト組織
のような旧オーステナイト粒界が存在しないため、偏析
や粒界析出に起因する焼戻し脆化やクリープ脆化の問題
も生じない。

【００２４】このように、オーステナイト域での炭窒化
物の固溶化熱処理後、Ｍｓ点またはＢｓ点以下まで冷却
せずに連続してＡ_C1変態点以下に保持する製造方法を適
用すれば、焼戻し処理の省略によるコスト低減効果も大
きい。

【００２５】ＭＸ型析出物による析出強化の効果は、粒
子間距離が上記の式(1) を満足し、かつ母相のフェライ
ト相の（００１）面とＭＸ型析出物の（００１）面との
角度差が５度以下である時に限って発揮され、係る組織
は、Ｃ、Ｃｒ、Ｖ、ＮｂおよびＮの各含有量が上記の範
囲内の素材鋼を、Ａ_C3変態点以上に加熱後、その冷却過
程のＡ_C1変態点〜（Ａ_C1変態点−１００）℃の温度域で
等温保持するか、もしくは当該温度域を冷却速度５００
℃／ｈ以下で冷却してフェライト変態を完了させれば確
保される。

【００２６】

【発明の実施の形態】以下、本発明のフェライト系耐熱
鋼とその製造方法を上記のように限定した理由について
詳しく説明する。なお、以下において「％」は特に断ら
ない限り「質量％」を意味する。

【００２７】まず、鋼の化学組成について説明する。

【００２８】Ｃ：０．０５〜０．１５％ Ｃは、ＭＸ型析出物を形成するのに不可欠な元素であ
る。さらに、オーステナイト相とフェライト相の相バラ
ンス制御のためにも重要である。Ｃ含有量が０．０５％
未満ではＭＸ型析出物の量が不十分であり、高強度化に
寄与しない。一方、０．１５％を超えると、ＭＸ型析出
物以外の炭化物、例えばＭ₂₃Ｃ₆、Ｍ₇Ｃ₃、Ｍ₆Ｃ等が粗
大化し、靱性、クリープ延性等を著しく損なう。したが
って、Ｃ含有量は０．０５〜０．１５％とした。好まし
い範囲は０．０７〜０．１３％、より好ましい範囲は
０．０９〜０．１２％である。

【００２９】Ｃｒ：０．１〜３％ Ｃｒは、耐酸化性と高温耐食性の改善のため不可欠な元
素である。さらに、相変態に伴うオーステナイト／フェ
ライト界面の移動速度を抑制してＭＸ型析出物を微細に
析出させる効果も有する。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、その含有量が３％
を超えると、ＭＸ型析出物が十分析出しなくなるととも
に、経済性が低下し、低Ｃｒフェライト系耐熱鋼の利点
が少なくなる。よって、Ｃｒ含有量は０．１％〜３％と
した。好ましい範囲は０．５〜２．５％、より好ましい
範囲は１〜１．５％である。

【００３０】Ｖ：０．０２〜０．５％ Ｖは、ＭＸ型析出物を形成する重要な元素である。すな
わち、Ｖはオーステナイト／フェライト界面においてＣ
およびＮと結合してＭＸ型析出物を形成し、オーステナ
イト／フェライト界面の移動に伴って母相のフェライト
相中に均一に分布する。しかし、Ｖ含有量が０．０２％
未満ではＭＸ型析出物の析出量が少なく、常温強度とク
リープ強度の向上に寄与しない。一方、その含有量が
０．５％を超えると、ＭＸ型析出物が過剰に析出して、
靱性低下およびクリープ脆化が起こりやすくなる。した
がって、Ｖ含有量は０．０２〜０．５％とした。好まし
い範囲は０．０５〜０．２５％、より好ましい範囲は
０．１〜０．１５％である。

【００３１】Ｎｂ：０．００５〜０．２％ Ｎｂは、上記のＶと同様に、ＭＸ型析出物を形成する重
要な元素である。すなわち、Ｎｂはオーステナイト／フ
ェライト界面においてＣおよびＮと結合してＭＸ型析出
物を形成し、オーステナイト／フェライト界面の移動に
伴って母相のフェライト相中に均一に分布する。また、
このＭＸ型析出物はＶを主成分とするＶ（Ｃ、Ｎ）より
も（Ｖ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）のように、ＶとＮｂが複合析
出する方がより微細に分散析出し、高強度化への寄与が
大きくなる。しかし、Ｎｂ含有量が０．００５未満では
この効果は得られない。一方、０．２％を超えると、Ａ
_C3変態点以上での固溶化熱処理を施しても固溶せず、未
固溶の粗大析出物が残存し、靱靭性、強度に悪影響を及
ぼす。したがって、Ｎｂ含有量は０．００５〜０．２％
とした。好ましい範囲は０．０１〜０．１％、より好ま
しい範囲は０．０３〜０．０５％である。

【００３２】Ｎ：０．００１〜０．０１％ Ｎは、上記のＣと同様に、ＭＸ型析出物を形成するのに
不可欠な元素である。さらに、オーステナイト相とフェ
ライト相のバランス制御のためにも重要な元素である。
ＭＸ型析出物は、（Ｖ、Ｎｂ）Ｃなる炭化物よりも、
（Ｖ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）のような炭窒化物の方が、マト
リックスとＭＸ型析出物の格子定数が近くなり、マトリ
ックスとの整合性が高くなるため、高強度化への寄与が
高くなる。しかし、Ｎの含有量が０．００１％未満では
この効果は得られない。一方、０．０１％を超えると、
Ａ_C3変態点以上での固溶化熱処理を施してもＭＸ型析出
物が固溶せず、未固溶の粗大なＭＸ型析出物が残存し、
靱性、強度に悪影響を及ぼす。したがって、Ｎの含有量
は０．００１〜０．０１％とした。好ましい範囲は０．
００２〜０．００８％、より好ましい範囲は０．００４
〜０．００７５％である。

【００３３】ＭＸ型析出物の析出間隔：本発明のフェラ
イト系耐熱鋼は、結晶粒内のＭＸ型析出物の下式(1) で
定義される析出間隔のばらつきσ_MXが２０％以下である
必要がある。

【００３４】 σ_MX＝｛（Ｌ_MAX−Ｌ_MIN）／２Ｌ_MEAN｝×１００（％）・・・(1) ここで、Ｌ_MAX は、電解研磨処理を行った薄膜試料を加
速電圧２００ｋＶの透過電子顕微鏡により４万倍で観察
し、電子線回折図形の解析により同定される相い隣り合
うＭＸ型析出物同士の最近接間隔Ｌ（μｍ）を１００個
測定した際の最大値、Ｌ_MIN は同最小値、Ｌ_MEANは同平
均値である。

【００３５】なお、上記の最近接間隔Ｌとは、図１に示
すように、相い隣り合うＭＸ型析出物Ｍ同士の最短離間
距離Ｌのことである。

【００３６】すなわち、上記の式(1) で定義されるＭＸ
型析出物の析出間隔のばらつきσ_MXが２０％を超える場
合には、局部的な歪の集中に起因する強度低下が生じ、
所望のクリープ強度が確保できない。このことは、後述
する実施例の結果からも明らかである。なお、σ_MXの好
ましい上限は１５％、より好ましい上限は１０％であ
る。

【００３７】母相のフェライト相とＭＸ型析出物の結晶
方位の関係：本発明のフェライト系耐熱鋼は、母相であ
るフェライト相の（００１）面とＭＸ型析出物の（００
１）面との角度差が５度以下でなければならない。すな
わち、母相のフェライト相の（００１）面とＭＸ型析出
物の（００１）面の角度差が５度を超える場合には、両
者の整合関係が崩れて強度向上に寄与せず、所望のクリ
ープ強度が確保できない。このことは、上記ＭＸ型析出
物の析出間隔と同様に、後述する実施例の結果からも明
らかである。なお、ずれ角度αの好ましい上限は２゜、
より好ましい上限は１゜である。

【００３８】なお、上記の角度差とは、図２に示すよう
に、電子線回折による母相のフェライト相の（００１）
面とＭＸ型析出物の（００１）面上の反射パターンであ
る回折図形相互のずれ角度α（゜）のことである。

【００３９】本発明のフェライト系耐熱鋼は、上記量の
Ｃ、Ｃｒ、Ｖ、ＮｂおよびＮを含むフェライト系耐熱鋼
で、ＭＸ型析出物の析出間隔が上記の式(1) を満足し、
かつ母相のフェライト相とＭＸ型析出物の結晶方位の関
係が上記の関係を満足するものであれば十分であるが、
鋼の化学組成については、上記の成分の他に、必要に応
じて下記の元素を選択的に含有させることができる。

【００４０】Ｔｉ、Ｔａ：これらの元素は添加しなくて
もよいが、添加すれば、Ｃ、Ｎと結合して（Ｖ、Ｎｂ、
Ｔｉ、Ｔａ）（Ｃ、Ｎ）のＭＸ型析出物を形成し、クリ
ープ強度の向上に寄与する。また、結晶粒を微細化し、
溶接性と靱性を改善し、さらに溶接熱影響部の軟化防止
に有効である。これらの効果は、Ｔｉでは０．００１％
以上、Ｔａでは０．００２％以上で得られる。しかし、
Ｔｉは０．１％、Ｔａは０．２％を超えて含有させる
と、いずれの場合も鋼を著しく硬化させ、靱性、加工
性、溶接性を損なう。したがって、添加する場合のこれ
らの元素の含有量は、Ｔｉについては０．００１〜０．
１％、Ｔａについては０．００２〜０．２％とするのが
よい。Ｔｉの好ましい範囲は０．００２〜０．０５、Ｔ
ａの好ましい範囲は０．００５〜０．１％である。な
お、これらの元素はいずれか一方を単独または両方を複
合で添加することができる。

【００４１】Ｍｏ、Ｗ：これらの元素は添加しなくても
よいが、添加すれば、いずれの元素も固溶強化の作用を
有する。また、Ｃと結合して（Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ）
（Ｃ、Ｎ）のＭＸ型析出物を形成し、クリープ強度の向
上に寄与する。これらの効果は、Ｍｏでは０．０１％以
上、Ｗでは０．０２％以上で得られる。しかし、Ｍｏは
２．５％、Ｗは５％を超えて含有すると、その効果が飽
和し、かえって溶接性と靱性を損なう。したがって、添
加する場合のこれらの元素の含有量は、Ｍｏについては
０．０１〜２．５％、Ｗについては０．０２〜５％とす
るのがよい。Ｍｏの好ましい範囲は０．０５〜１％、よ
り好ましい範囲は０．１〜０．７％。Ｗの好ましい範囲
は０．１〜２％、より好ましい範囲は０．２〜１．４％
である。なお、これらの元素はいずれか一方を単独また
は両方を複合で添加することができる。

【００４２】Ｂ：Ｂは添加しなくてもよいが、添加すれ
ば、粒界強度を高め、高温、長時間側で安定した強度を
得るのに有効な元素である。この効果は０．０００１％
以上で得られる。しかし、０．０１％を超えて含有させ
ると、炭化物を凝集粗大化させ、強度低下や靱性低下の
原因となる。したがって、添加する場合のＢ含有量は
０．０００１〜０．０１％とするのがよい。好ましい範
囲は０．００２５〜０．００５％、より好ましい範囲は
０．００３〜０．００４％である。

【００４３】Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ：これらの元素は添加し
なくてもよいが、添加すれば、いずれの元素も固溶強化
作用を有するので、クリープ強度の向上および長時間側
でのクリープ強度の低下防止に有効である。また、Ｎｉ
については靱性、Ｃｕについては熱伝導性を向上させる
作用もある。これらの効果は、いずれの元素も０．０１
％で得られる。しかし、いずれの元素も０．５％を超え
て含有させると高温クリープ強度が低下する。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、
添加する場合のこれらの元素の含有量は、いずれの元素
も０．０１〜０．５％とするのがよい。なお、これらの
元素はいずれか一方を単独または両方を複合で添加する
ことができる。

【００４４】Ｃａ、Ｍｇ：これらの元素は添加しなくて
もよいが、添加すれば、介在物の低減に有効であり、鋳
造性を向上させる。また、Ｓを固定して靱性改善やクリ
ープ脆化の防止に寄与する。しかし、いずれの元素も、
０．０００１％未満の含有量では上記の効果が得られな
い。一方、いずれの元素も、０．００５％を超えて含有
させると、酸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、添加する場合のこれら
の元素の含有量は、いずれの元素も０．０００１〜０．
００５％とするのがよい。なお、これらの元素はいずれ
か一方を単独または両方を複合で添加することができ
る。

【００４５】Ａｌ：Ａｌは添加しなくてもよいが、添加
すれば、脱酸剤として有効な元素である。この効果は
０．００１％以上で得られる。しかし、０．０５％を超
えて含有させるとクリープ強度と加工性を損なう。した
がって、添加する場合のＡｌ含有量は０．００１〜０．
０５％とするのがよい。好ましくは、上限は０．０２％
である。なお、本発明にいうＡｌとは、酸可溶Ａｌ（ｓ
ｏｌ．Ａｌ）のことである。

【００４６】Ｓｉ：Ｓｉは添加しなくてもよいが、添加
すれば脱酸剤として有効である他、鋼の耐水蒸気酸化特
性を高める元素である。これらの効果は０．０１％以上
で得られる。しかし、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、添加する場合のＳｉ含有量は０．０１
〜０．７％とするのがよい。好ましい範囲は０．０５〜
０．５％である。

【００４７】Ｍｎ：Ｍｎは添加しなくてもよいが、添加
すれば、脱硫および脱酸効果によって熱間加工性を向上
させる。これらの効果は０．０１％以上で得られる。し
かし、１％を超えて含有させると、ＭＸ型析出物以外の
炭化物が粗大化しやすくなり、クリープ強度に悪影響を
及ぼす。したがって、添加する場合のＭｎ含有量は０．
０１〜１％とするのがよい。好ましい範囲は０．０５〜
０．５％である。

【００４８】Ｐ、Ｓ：これらの元素は鋼中に不純物とし
て含まれ、靱性、加工性、溶接性に有害である。したが
って、その含有量は少なければ少ない方が望ましく、Ｐ
は０．０３％以下、Ｓは０．０１５％以下であることが
好ましい。

【００４９】次に、本発明の製造方法について説明す
る。

【００５０】本発明の製造方法においては、上記の化学
組成を満足する素材の低Ｃｒフェライト鋼を、常法に順
って溶解、鋳造し、鋳造のまま、もしくは適宜な加工度
の熱間加工や冷間加工等を行って所定形状の製品に成形
し、Ａ_C3変態点以上の温度に加熱（焼きなまし）後、そ
の冷却過程のＡ_C1変態点〜（Ａ_C1変態点−１００）℃の
温度域で等温保持してフェライト変態を完了させるか、
もしくはＡ_C1変態点〜（Ａ_C1変態点−１００）℃の温度
域を冷却速度５００℃／ｈ以下で冷却してフェライト変
態を完了させる方法で、従来方法のような焼戻し処理を
行う必要がない方法である。

【００５１】すなわち、Ａ_C3変態点以上の温度に加熱
後、その冷却過程のＡ_C1変態点〜（Ａ _C1変態点−１００
℃）の温度域でオーステナイト→フェライト変態を完了
させる場合には、オーステナイト／フェライト相界面に
ＭＸ型析出物が析出し、オーステナイト／フェライト相
界面の移動に伴ってＭＸ型析出物が結晶粒内に均一に分
布するとともに、その析出方位が母相のフェライト相の
結晶方位に近くなる。その結果、ＭＸ型析出物による析
出強化効果が顕著となり、高温におけるクリープ強度が
向上するのみならず、長時間使用しても安定した強度と
延性を示す低Ｃｒフェライト耐熱鋼が得られる。

【００５２】ここで、加熱温度をＡ_C3変態点以上とした
のは、その組織を一旦オーステナイト単相組織する必要
があるためであり、加熱温度の上限は特に定める必要は
ないが、炭窒化物を完全に固溶させる観点からはできる
だけ高くするのがよい。

【００５３】また、上記の加熱後、その冷却過程のＡ_C1
変態点〜（Ａ_C1変態点−１００）℃の温度域において、
等温保持してフェライト変態を完了させるか、もしくは
当該温度域を冷却速度５００℃／ｈ以下で冷却してフェ
ライト変態を完了させることとしたのは、次の理由によ
る。

【００５４】本発明の製造方法においては、その組織を
オーステナイト相からフェライト単相に変態させるが、
その等温保持温度の上限温度がＡ_C1変態点を超えると、
フェライト相とフレッシュマルテンサイト相、またはフ
ェライト相とフレッシュベイナイト相との２相混合組織
となり、フェライト単相組織が得られない。一方、等温
保持温度の下限温度が（Ａ_C1変態点−１００）℃未満で
あると、固溶原子の拡散が遅くなるためにＭＸ型析出物
の析出が起こりにくくなり、ＭＸ型析出物が析出して
も、その分布が不均一になり、高温強度が向上しない。
したがって、等温保持する場合の温度域はＡ_C1変態点〜
（Ａ_C1変態点−１００）℃とした。

【００５５】なお、等温保持時間については、特に規定
する必要はないが、短すぎると、オーステナイト相から
フェライト相への変態が完了しないので、５分以上保持
するのが望ましい。また、フェライト単相組織を得るた
めには、保持時間は長ければ長いほどよいが、あまり長
くすると生産性が低下し、製造コストの上昇を招くの
で、長くても３時間までとするのがよい。

【００５６】前述したように、本発明の製造方法におい
ては、Ａ_C1変態点〜（Ａ_C1変態点−１００）℃の温度域
を冷却速度５００℃／ｈ以下で冷却する場合でも、上記
のＡ _C1変態点〜（Ａ_C1変態点−１００）℃の温度域で等
温保持してフェライト変態を完了させる場合と同じ組織
を有する低Ｃｒフェライト系耐熱鋼が得られるが、冷却
速度が５００℃／ｈを超えると、オーステナイト→フェ
ライト変態が起こりにくくなり、フェライト相とフレッ
シュマルテンサイト相、またはフェライト相とフレッシ
ュベイナイト相との２相混合組織となってフェライト単
相組織が得られない。したがって、冷却速度は５００℃
／ｈ以下とした。

【００５７】

【実施例】表１と表２に示す化学組成を有する２１種の
鋼を、容量１５０ｋｇの高周波真空溶解炉を用いて溶製
し、得られた各鋼のインゴットを１０００〜１２００℃
に加熱後、熱間鍛造、熱間圧延して板厚３０ｍｍの板材
とした。

【００５８】

【表１】

【表２】 得られた各板材について、熱膨張計を用いて体積変化率
からＡ_C1変態点とＡ_C3変態点を測定後、種々の加熱温度
に１時間保持する焼きならし処理を行い、この焼きなら
し処理後の冷却過程において種々の温度に所定の時間保
持する等温処理するか、またはＡ_C1変態点〜（Ａ_C1変態
点−１００）℃の温度域を種々の冷却速度で冷却処理し
た後、室温まで冷却した。

【００５９】熱処理後の各板材から薄片を採取し、この
試料に電解研磨処理を施して薄膜試料となし、この薄膜
試料を透過電子顕微鏡を用いて加速電圧２００ｋＶ、倍
率４万倍の条件のもとに観察した。次いで、電子線回折
図形の解析により析出物を同定してＭＸ型析出物を特定
した後、前述した図１に示す方法により、相い隣り合う
ＭＸ型析出物Ｍ同士の最短離間距離Ｌを１００個測定
し、前述した下式(1) に基づいて、その析出間隔のばら
つきσ_MX（％）調べた。

【００６０】 σ_MX＝｛（Ｌ_MAX−Ｌ_MIN）／２Ｌ_MEAN｝×１００（％）・・・(1) ここで、Ｌ_MAX は測定したＬ中の最大値、Ｌ_MIN は同最
小値、Ｌ_MEANは同平均値である。

【００６１】さらに、電子線回折により、母相とＭＸ型
析出物の方位関係を測定し、両者の（００１）面のずれ
角度α（゜）を調べた。

【００６２】クリープ試験では、直径６ｍｍ、平行部の
長さ３０ｍｍの試験片を作製し、温度５００℃、荷重３
００ＭＰaの条件（条件１）と温度５５０℃、荷重２０
０ＭＰaの条件（条件２）の２条件による試験を行い、
クリープ破断時間（ｈ）と破断時の絞り率（％）を調べ
た。

【００６３】以上の結果を、焼きならし加熱温度、等温
処理温度と保持時間、Ａ_C1変態点〜（Ａ_C1変態点−１０
０）℃の温度域における冷却速度と併せて、表３に示し
た。

【００６４】

【表３】 表３に示す結果からわかるように、本発明で規定する条
件を満足する鋼No. ａ〜ｌを、本発明で規定する製造方
法にしたがって熱処理して得られた試番１〜１２の低Ｃ
ｒフェライト耐熱鋼は、いずれも、ＭＸ型析出物の析出
間隔ばらつきが２０％以下で、かつ母相との方位差が５
゜以下である。その結果、条件１のクリープ試験での破
断時間が３８００時間以上、絞り率が６０％以上であ
り、条件２のクリープ試験での破断時間が５３００時間
以上、絞り率が６０％以上で、いずれの条件においても
高いクリープ寿命と良好なクリープ延性値を示した。

【００６５】これに対し、製造方法は本発明で規定する
条件を満足するものの、化学成分が本発明で規定する範
囲を外れる鋼No. ｍ〜ｕを用いた試番１３〜２１の低Ｃ
ｒフェライト耐熱鋼は、いずれも、ＭＸ型析出物の析出
間隔ばらつきが２０％超で、かつ母相との方位差が５゜
超である。その結果、条件１のクリープ試験での破断時
間が最大で２７６４時間、絞り率が最大で５３％であ
り、条件２のクリープ試験での破断時間も最大で２８８
１時間、絞り率が最大で５５％で、いずれの条件におい
てもクリープ寿命およびクリープ延性とも悪かった。

【００６６】また、鋼の化学組成は本発明で規定する範
囲内であるが、製造方法が本発明で規定する範囲を外れ
る試番２２〜２７の低Ｃｒフェライト耐熱鋼は、いずれ
も、ＭＸ型析出物の析出間隔ばらつきが２０％超で、か
つ母相との方位差が５゜超である。その結果、条件１の
クリープ試験での破断時間が最大で２７３０時間、絞り
率が最大で５１％であり、条件２のクリープ試験での破
断時間も最大で３１９１時間、絞り率が最大で５５％
で、いずれの条件においてもクリープ寿命およびクリー
プ延性とも悪かった。

【００６７】

【発明の効果】本発明のフェライト系耐熱鋼は、４００
℃以上の高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、かつクリープ延性に優れている。このた
め、従来は高価な高Ｃｒフェライト鋼でなければ使用で
きないとされていた用途に用いることができ、その経済
性効果は大きい。さらに、本発明の製造方法は、焼戻し
処理を必要としないために製造コストの低減が図れ、安
価な製品の提供が可能である。

【図面の簡単な説明】

【図１】ＭＸ型析出物間の距離測定方法を説明するため
の図である。

【図２】母相とＭＸ型析出物の整合性の測定方法を説明
するための図である。

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｃ
   ｒ：０．１〜３％、Ｖ：０．０２〜０．５％、Ｎｂ：
   ０．００５〜０．２％、Ｎ：０．００１〜０．０１％を
   含み、結晶粒内のＭＸ型析出物の下式(1) で定義される
   析出間隔のばらつきσ_MXが２０％以下であり、かつ母相
   であるフェライト相の（００１）面と前記ＭＸ型析出物
   の（００１）面との角度差が５度以下である低Ｃｒフェ
   ライト系耐熱鋼。 σ_MX＝｛（Ｌ_MAX−Ｌ_MIN）／２Ｌ_MEAN｝×１００（％）・・・(1) ここで、Ｌ_MAX は、電解研磨処理を行った薄膜試料を加
   速電圧２００ｋＶの透過電子顕微鏡により４万倍で観察
   し、電子線回折図形の解析により同定されるＭＸ型析出
   物同士の最近接間隔Ｌ（μｍ）を１００個測定した際の
   最大値、Ｌ_MINは同最小値、Ｌ_MEANは同平均値である。
2. 【請求項２】質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｃ
   ｒ：０．１〜３％、Ｖ：０．０２〜０．５％、Ｎｂ：
   ０．００５〜０．２％、Ｎ：０．００１〜０．０１％を
   含む素材の低Ｃｒフェライト系耐熱鋼を、Ａ_C3変態点以
   上に加熱後、その冷却過程のＡ _C1変態点〜（Ａ_C1変態点
   −１００）℃の温度域で等温保持してフェライト変態を
   完了させる低Ｃｒフェライト系耐熱鋼の製造方法。
3. 【請求項３】質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｃ
   ｒ：０．１〜３％、Ｖ：０．０２〜０．５％、Ｎｂ：
   ０．００５〜０．２％、Ｎ：０．００１〜０．０１％を
   含む素材の低Ｃｒフェライト系耐熱鋼を、Ａ_C3変態点以
   上に加熱後、その冷却過程のＡ _C1変態点〜（Ａ_C1変態点
   −１００）℃の温度域を冷却速度５００℃／ｈ以下で冷
   却してフェライト変態を完了させる低Ｃｒフェライト系
   耐熱鋼の製造方法。