JP2002206146A - 高Ｃｒフェライト系耐熱鋼とその製造方法 - Google Patents
高Ｃｒフェライト系耐熱鋼とその製造方法Info
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 優れた耐酸化特性を高温強度及び室温靱性の
向上と両立させて発現させる高Ｃｒフェライト系鋼を提
供する。 【解決手段】 フェライト系耐熱鋼であって、Ｃｒを１
２重量％以上１９重量％以下含有し、マルテンサイト単
相である。
向上と両立させて発現させる高Ｃｒフェライト系鋼を提
供する。 【解決手段】 フェライト系耐熱鋼であって、Ｃｒを１
２重量％以上１９重量％以下含有し、マルテンサイト単
相である。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この出願の発明は、高Ｃｒフ
ェライト系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、この出願の発明は、優れた耐酸化特性
を高温強度及び室温靱性の向上と両立させて発現させる
ことができる高Ｃｒフェライト系耐熱鋼とこれを製造す
るための製造方法に関するものである。
ェライト系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、この出願の発明は、優れた耐酸化特性
を高温強度及び室温靱性の向上と両立させて発現させる
ことができる高Ｃｒフェライト系耐熱鋼とこれを製造す
るための製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】既存のフェライト系耐熱鋼には、耐酸化
特性の向上に実用上有用かつ重要な合金元素としてＣｒ
が含有されている。このＣｒの含有量は、通常１２重量
％未満に抑えられている。その理由は、Ｃｒを１２重量
％以上含有すると、高温強度（たとえばクリープ強度な
ど）の低いδフェライト相が生成し、室温靱性が低下す
ることによる。
特性の向上に実用上有用かつ重要な合金元素としてＣｒ
が含有されている。このＣｒの含有量は、通常１２重量
％未満に抑えられている。その理由は、Ｃｒを１２重量
％以上含有すると、高温強度（たとえばクリープ強度な
ど）の低いδフェライト相が生成し、室温靱性が低下す
ることによる。
【０００３】一方、耐酸化特性の向上を図り、Ｃｒの添
加量を増加させ、かつδフェライト相の量を低減させて
室温靱性を高めるには、Ｆｅ−Ｃｒ二元系合金のオース
テナイト領域を拡大させ、このオーステナイト相内のＣ
ｒの固溶量を増加させることの重要性が指摘されてい
る。
加量を増加させ、かつδフェライト相の量を低減させて
室温靱性を高めるには、Ｆｅ−Ｃｒ二元系合金のオース
テナイト領域を拡大させ、このオーステナイト相内のＣ
ｒの固溶量を増加させることの重要性が指摘されてい
る。
【０００４】従来、オーステナイト領域の拡大のため
に、オーステナイト相を安定化させるＮｉやＣｕなどの
元素添加が行われている。
に、オーステナイト相を安定化させるＮｉやＣｕなどの
元素添加が行われている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、Ｆｅに
ＮｉやＣｕなどの元素を添加すると、オーステナイトと
フェライトの変態温度の低下をきたし、フェライト系耐
熱鋼の焼戻し温度を低くしなければならないという不都
合が生じる。フェライト系耐熱鋼における高温強度の長
時間安定性を高めるには、焼きならし熱処理後の焼戻し
温度を高く設定することが有利である。したがって、そ
れらＮｉやＣｕなどの元素の多量添加は避けなければな
らない。
ＮｉやＣｕなどの元素を添加すると、オーステナイトと
フェライトの変態温度の低下をきたし、フェライト系耐
熱鋼の焼戻し温度を低くしなければならないという不都
合が生じる。フェライト系耐熱鋼における高温強度の長
時間安定性を高めるには、焼きならし熱処理後の焼戻し
温度を高く設定することが有利である。したがって、そ
れらＮｉやＣｕなどの元素の多量添加は避けなければな
らない。
【０００６】この出願の発明は、以上の通りの事情に鑑
みてなされたものであり、ＮｉやＣｕなどの元素添加を
することなく、優れた耐酸化特性を高温強度及び室温靱
性の向上と両立させて発現させることができる高Ｃｒフ
ェライト系耐熱鋼とその製造方法を提供することを目的
としている。
みてなされたものであり、ＮｉやＣｕなどの元素添加を
することなく、優れた耐酸化特性を高温強度及び室温靱
性の向上と両立させて発現させることができる高Ｃｒフ
ェライト系耐熱鋼とその製造方法を提供することを目的
としている。
【０００７】
【課題を解決するための手段】この出願の発明の発明者
らは、以上の課題を解決すべく鋭意検討したところ、高
圧下では、Ｆｅ−Ｃｒ２元系合金のオーステナイト領域
が高Ｃｒ側へ拡大することに着目し、１千気圧以上４万
気圧以下の高圧下で焼きならし熱処理を行うことによ
り、Ｃｒを、これまで上限とされていた１２重量％未満
を超える、すなわち１２重量％以上１９重量％以下含有
させ、これにより耐酸化特性を改善するとともに、高温
強度を低下させ、室温靱性をも低下させるδフェライト
相量が低減し、このような高Ｃｒフェライト系耐熱鋼に
おいてマルテンサイト単相のミクロ組織を形成させるこ
とにより、上記高温強度の向上ばかりでなく、室温靱性
の向上をも両立させることのできる高Ｃｒフェライト系
耐熱鋼が得られることを見出し、この知見に基づき、こ
の出願の発明を完成させた。
らは、以上の課題を解決すべく鋭意検討したところ、高
圧下では、Ｆｅ−Ｃｒ２元系合金のオーステナイト領域
が高Ｃｒ側へ拡大することに着目し、１千気圧以上４万
気圧以下の高圧下で焼きならし熱処理を行うことによ
り、Ｃｒを、これまで上限とされていた１２重量％未満
を超える、すなわち１２重量％以上１９重量％以下含有
させ、これにより耐酸化特性を改善するとともに、高温
強度を低下させ、室温靱性をも低下させるδフェライト
相量が低減し、このような高Ｃｒフェライト系耐熱鋼に
おいてマルテンサイト単相のミクロ組織を形成させるこ
とにより、上記高温強度の向上ばかりでなく、室温靱性
の向上をも両立させることのできる高Ｃｒフェライト系
耐熱鋼が得られることを見出し、この知見に基づき、こ
の出願の発明を完成させた。
【０００８】すなわち、この出願の発明は、前述の課題
を解決するものとして、フェライト系耐熱鋼であって、
Ｃｒを１２重量％以上１９重量％以下含有し、マルテン
サイト単相からなることを特徴とする高Ｃｒフェライト
系耐熱鋼（請求項１）を提供する。
を解決するものとして、フェライト系耐熱鋼であって、
Ｃｒを１２重量％以上１９重量％以下含有し、マルテン
サイト単相からなることを特徴とする高Ｃｒフェライト
系耐熱鋼（請求項１）を提供する。
【０００９】またこの出願の発明は、前記請求項１記載
の高Ｃｒフェライト系耐熱鋼を製造する方法として、１
千気圧以上４万気圧以下の高圧下で焼きならし熱処理を
行い、フェライト系耐熱鋼にＣｒを、１２重量％以上１
９重量％以下含有させるとともに、マルテンサイト単相
とすることを特徴とする高Ｃｒフェライト系耐熱鋼の製
造方法（請求項２）を提供する。
の高Ｃｒフェライト系耐熱鋼を製造する方法として、１
千気圧以上４万気圧以下の高圧下で焼きならし熱処理を
行い、フェライト系耐熱鋼にＣｒを、１２重量％以上１
９重量％以下含有させるとともに、マルテンサイト単相
とすることを特徴とする高Ｃｒフェライト系耐熱鋼の製
造方法（請求項２）を提供する。
【００１０】高圧下での焼きならし熱処理により得られ
るマルテンサイト単相材料を大気圧で焼戻し熱処理する
と、オーステナイト及びフェライトの変態温度が充分に
高いか、若しくはオーステナイト及びフェライトの変態
そのものが生じなくなる。したがって、焼戻し温度条件
が広い範囲で選択可能となり、従来のフェライト系耐熱
鋼に比べ、ミクロ組織の高温安定性に優れ、長時間にわ
たって高温強度が維持可能となる。したがって、高温長
時間クリープ強度の向上も望める。
るマルテンサイト単相材料を大気圧で焼戻し熱処理する
と、オーステナイト及びフェライトの変態温度が充分に
高いか、若しくはオーステナイト及びフェライトの変態
そのものが生じなくなる。したがって、焼戻し温度条件
が広い範囲で選択可能となり、従来のフェライト系耐熱
鋼に比べ、ミクロ組織の高温安定性に優れ、長時間にわ
たって高温強度が維持可能となる。したがって、高温長
時間クリープ強度の向上も望める。
【００１１】
【発明の実施の形態】１千気圧の圧力を負荷することに
より、Ｆｅ−Ｃｒ二元系合金におけるオーステナイト相
へのＣｒの最大固溶量はおよそ0.3重量％増加する。こ
のおよそ0.3重量％のＣｒ固溶量の増加は、耐酸化特性
及び高温強度の向上に十分に、そして室温靱性の向上に
も寄与する。１千気圧未満では、Ｃｒの含有量の増加は
0.3重量％未満と微量であり、耐酸化特性、高温強度及
び室温靱性の実質的な改善は見られない。一方、現状の
技術では、４万気圧を超える高圧を発生させることは困
難をきわめる。このことから、この出願の発明の高Ｃｒ
フェライト系耐熱鋼の製造方法では、焼きならし熱処理
の際の圧力を、オーステナイト相へのＣｒの固溶に有効
な１千気圧以上から技術的に可能である４万気圧以下の
範囲に限定している。
より、Ｆｅ−Ｃｒ二元系合金におけるオーステナイト相
へのＣｒの最大固溶量はおよそ0.3重量％増加する。こ
のおよそ0.3重量％のＣｒ固溶量の増加は、耐酸化特性
及び高温強度の向上に十分に、そして室温靱性の向上に
も寄与する。１千気圧未満では、Ｃｒの含有量の増加は
0.3重量％未満と微量であり、耐酸化特性、高温強度及
び室温靱性の実質的な改善は見られない。一方、現状の
技術では、４万気圧を超える高圧を発生させることは困
難をきわめる。このことから、この出願の発明の高Ｃｒ
フェライト系耐熱鋼の製造方法では、焼きならし熱処理
の際の圧力を、オーステナイト相へのＣｒの固溶に有効
な１千気圧以上から技術的に可能である４万気圧以下の
範囲に限定している。
【００１２】以上の高圧下での焼きならし熱処理によ
り、この出願の発明の高Ｃｒフェライト系耐熱鋼におけ
るＣｒの含有量は、既存のフェライト系耐熱鋼のＣｒの
最大含有量の１２重量％未満を超える。そして、Ｆｅ−
Ｃｒ二元系合金におけるオーステナイト相へのＣｒの最
大固溶量は、たとえば４万気圧下での焼きならし熱処理
により約２０重量％にまで増加する。また、このような
高圧下での焼きならし熱処理によりフェライト系耐熱鋼
はマルテンサイト単相となる。
り、この出願の発明の高Ｃｒフェライト系耐熱鋼におけ
るＣｒの含有量は、既存のフェライト系耐熱鋼のＣｒの
最大含有量の１２重量％未満を超える。そして、Ｆｅ−
Ｃｒ二元系合金におけるオーステナイト相へのＣｒの最
大固溶量は、たとえば４万気圧下での焼きならし熱処理
により約２０重量％にまで増加する。また、このような
高圧下での焼きならし熱処理によりフェライト系耐熱鋼
はマルテンサイト単相となる。
【００１３】ところで、統合型熱力学計算ソフトウェア
であるThermo-Calc（サーモカルク）によれば、Ｆｅ−
Ｃｒ二元系合金のオーステナイト相におけるＣｒの最大
固溶量は、４万気圧で約19.1重量％と計算される。そこ
で、この出願の発明の高Ｃｒフェライト系耐熱鋼におけ
るＣｒの含有量の上限は１９重量％としている。Thermo
-Calcとは、スウェーデンで開発された熱力学計算ソフ
トウェアであり、世界的に広く使用されており、熱力学
的に安定に存在する相を計算することができる。
であるThermo-Calc（サーモカルク）によれば、Ｆｅ−
Ｃｒ二元系合金のオーステナイト相におけるＣｒの最大
固溶量は、４万気圧で約19.1重量％と計算される。そこ
で、この出願の発明の高Ｃｒフェライト系耐熱鋼におけ
るＣｒの含有量の上限は１９重量％としている。Thermo
-Calcとは、スウェーデンで開発された熱力学計算ソフ
トウェアであり、世界的に広く使用されており、熱力学
的に安定に存在する相を計算することができる。
【００１４】この出願の発明の高Ｃｒフェライト系耐熱
鋼は、前述の通り、耐酸化特性に優れるとともに、高温
強度と室温靱性にも優れ、しかも長時間高温クリープ強
度（具体的には、600℃を超える高温における長時間ク
リープ強度）の向上をも望めるため、ボイラ、原子力発
電設備、化学工業装置などの高温、高圧下で使用される
装置用材料（たとえば、構造部材など）の安全性及び信
頼性を向上させると考えられ、適していると考えられ
る。しかも、それら高温プラントの総合性能を高めるの
にも有効であり、発電プラントのエネルギー効率の向上
や化学工業装置の反応効率向上などが期待され、経済的
波及効果は絶大であると考えられる。
鋼は、前述の通り、耐酸化特性に優れるとともに、高温
強度と室温靱性にも優れ、しかも長時間高温クリープ強
度（具体的には、600℃を超える高温における長時間ク
リープ強度）の向上をも望めるため、ボイラ、原子力発
電設備、化学工業装置などの高温、高圧下で使用される
装置用材料（たとえば、構造部材など）の安全性及び信
頼性を向上させると考えられ、適していると考えられ
る。しかも、それら高温プラントの総合性能を高めるの
にも有効であり、発電プラントのエネルギー効率の向上
や化学工業装置の反応効率向上などが期待され、経済的
波及効果は絶大であると考えられる。
【００１５】なお、この出願の発明の高Ｃｒフェライト
系耐熱鋼は、高温強度を高めるために有用なＭｏ、Ｗな
どの合金元素を添加若しくは多量添加したものまで包含
される。
系耐熱鋼は、高温強度を高めるために有用なＭｏ、Ｗな
どの合金元素を添加若しくは多量添加したものまで包含
される。
【００１６】以下、実施例を示し、この出願の発明の高
Ｃｒフェライト系耐熱鋼とその製造方法についてさらに
詳しく説明する。
Ｃｒフェライト系耐熱鋼とその製造方法についてさらに
詳しく説明する。
【００１７】
【実施例】供試材を作製し、100kPa（大気圧）及び4GPa
（４万気圧）で焼きならし熱処理を行い、金属組織及び
クリープ強度に及ぼす影響を調べた。
（４万気圧）で焼きならし熱処理を行い、金属組織及び
クリープ強度に及ぼす影響を調べた。
【００１８】その結果、大気圧ではマルテンサイト単相
とはならないが、４万気圧ではマルテンサイト単相とな
り、クリープ強度が著しく向上することが確認された。
とはならないが、４万気圧ではマルテンサイト単相とな
り、クリープ強度が著しく向上することが確認された。
【００１９】図１は、Ｆｅ−Ｃｒ二元系合金の状態図で
ある。
ある。
【００２０】試料全体をマルテンサイト組織にするため
には、焼きならし熱処理時に試料をオーステナイト
（γ）単相にする必要があるが、図１に示した状態図か
らは、オーステナイト単相領域であるγループの存在が
確認され、γループの最大Ｃｒ量は11.2重量％であるこ
とが確認される。
には、焼きならし熱処理時に試料をオーステナイト
（γ）単相にする必要があるが、図１に示した状態図か
らは、オーステナイト単相領域であるγループの存在が
確認され、γループの最大Ｃｒ量は11.2重量％であるこ
とが確認される。
【００２１】図２は、大気圧と４万気圧におけるＦｅ−
Ｃｒ二元合金のγループを示した状態図である。
Ｃｒ二元合金のγループを示した状態図である。
【００２２】この図２に示した状態図から、γループ
は、４万気圧では高Ｃｒ側へ拡大し、γループの最大Ｃ
ｒ量は、約２０重量％にまで増大することが確認され
る。
は、４万気圧では高Ｃｒ側へ拡大し、γループの最大Ｃ
ｒ量は、約２０重量％にまで増大することが確認され
る。
【００２３】図３は、統合型熱力学計算ソフトウェア
（Thermo-Calc）により求めた大気圧におけるＦｅ−Ｃ
ｒ二元系合金のγループを示した状態図である。この図
３に示した状態図は、図１に示した状態図とよく対応し
ており、γループの最大Ｃｒ量は、約１１重量％と計算
されている。
（Thermo-Calc）により求めた大気圧におけるＦｅ−Ｃ
ｒ二元系合金のγループを示した状態図である。この図
３に示した状態図は、図１に示した状態図とよく対応し
ており、γループの最大Ｃｒ量は、約１１重量％と計算
されている。
【００２４】図４は、統合型熱力学計算ソフトウェア
（Thermo-Calc）により求めた１千気圧におけるＦｅ−
Ｃｒ二元系合金のγループを示した状態図である。この
図４に示した状態図を図３に示した状態図と比較する
と、１千気圧におけるＦｅ−Ｃｒ二元系合金のγループ
における最大Ｃｒ量は、0.3重量％程度とごくわずかで
あるが増加していることが確認される。
（Thermo-Calc）により求めた１千気圧におけるＦｅ−
Ｃｒ二元系合金のγループを示した状態図である。この
図４に示した状態図を図３に示した状態図と比較する
と、１千気圧におけるＦｅ−Ｃｒ二元系合金のγループ
における最大Ｃｒ量は、0.3重量％程度とごくわずかで
あるが増加していることが確認される。
【００２５】さらに図５は、統合型熱力学計算ソフトウ
ェア（Thermo-Calc）により求めた４万気圧におけるＦ
ｅ−Ｃｒ二元系合金のγループを示した状態図である。
γループの最大Ｃｒ量は、約１９重量％であり、図２に
示した実施結果とほぼ一致が見られる。
ェア（Thermo-Calc）により求めた４万気圧におけるＦ
ｅ−Ｃｒ二元系合金のγループを示した状態図である。
γループの最大Ｃｒ量は、約１９重量％であり、図２に
示した実施結果とほぼ一致が見られる。
【００２６】これら図３〜５に示した計算結果の対比か
らも、Ｆｅ−Ｃｒ二元系合金のγループが高圧下におい
て高Ｃｒ側へ大きく拡大することが確認される。
らも、Ｆｅ−Ｃｒ二元系合金のγループが高圧下におい
て高Ｃｒ側へ大きく拡大することが確認される。
【００２７】
【表１】
【００２８】
【表２】
【００２９】表１に示した化学組成を有する供試鋼を表
２に示した熱処理条件において作製した。
２に示した熱処理条件において作製した。
【００３０】表１に示したように、供試材は、Ｃｒを約
１５重量％含有し、他の合金元素量は、既存のフェライ
ト系耐熱鋼と同程度とした。焼きならし熱処理は、表２
に示した３条件において行った。
１５重量％含有し、他の合金元素量は、既存のフェライ
ト系耐熱鋼と同程度とした。焼きならし熱処理は、表２
に示した３条件において行った。
【００３１】いずれの供試鋼（Ａ鋼、Ｂ鋼、及びＣ鋼）
も焼きならし熱処理後、１気圧、780℃で１時間の焼戻
し熱処理を行った。これら供試鋼の焼戻し熱処理後のビ
ッカース硬度は表３に示した通りである。
も焼きならし熱処理後、１気圧、780℃で１時間の焼戻
し熱処理を行った。これら供試鋼の焼戻し熱処理後のビ
ッカース硬度は表３に示した通りである。
【００３２】
【表３】
【００３３】この表３から明らかなように、１気圧で焼
きならし熱処理を行ったＡ鋼の硬さはＨＶ182であるの
に対し、４万気圧で焼きならし熱処理を行ったＢ鋼、Ｃ
鋼の硬さは、それぞれＨＶ290、ＨＶ289であり、いずれ
の硬さもＡ鋼に比べ、110程度大きな値を示した。
きならし熱処理を行ったＡ鋼の硬さはＨＶ182であるの
に対し、４万気圧で焼きならし熱処理を行ったＢ鋼、Ｃ
鋼の硬さは、それぞれＨＶ290、ＨＶ289であり、いずれ
の硬さもＡ鋼に比べ、110程度大きな値を示した。
【００３４】また、これらＡ鋼、Ｂ鋼、及びＣ鋼の焼戻
し熱処理後の金属組織の図面に代る透過電子顕微鏡像を
示したのが、図６、図７、及び図８である。なお、図中
のＮ．は焼きならし熱処理(normalizing)の略記であ
り、Ｔ．は焼戻し熱処理(tempering)の略記である。
し熱処理後の金属組織の図面に代る透過電子顕微鏡像を
示したのが、図６、図７、及び図８である。なお、図中
のＮ．は焼きならし熱処理(normalizing)の略記であ
り、Ｔ．は焼戻し熱処理(tempering)の略記である。
【００３５】これら図６〜図８から、Ａ鋼の母相はフェ
ライトであり、粒界及び粒内に析出相と転位がまばらに
確認される。一方、Ｂ鋼及びＣ鋼の組織は、Ａ鋼の組織
と大きく異なり、試料全面が焼戻しマルテンサイト組織
であることが確認される。
ライトであり、粒界及び粒内に析出相と転位がまばらに
確認される。一方、Ｂ鋼及びＣ鋼の組織は、Ａ鋼の組織
と大きく異なり、試料全面が焼戻しマルテンサイト組織
であることが確認される。
【００３６】図９は、650℃(923K)−150MPaでの圧縮ク
リープ試験により求めた供試鋼（Ａ鋼、Ｂ鋼、及びＣ
鋼）のクリープ歪み−時間曲線である。
リープ試験により求めた供試鋼（Ａ鋼、Ｂ鋼、及びＣ
鋼）のクリープ歪み−時間曲線である。
【００３７】この図９から、１気圧で焼きならし熱処理
を行ったフェライト組織のＡ鋼は、クリープ試験開始直
後から大きなクリープ歪みを生じるが、４万気圧で焼き
ならし熱処理を行った試料全面が焼戻しマルテンサイト
組織を有するＢ鋼及びＣ鋼は、いずれも、クリープ歪み
量が少なく、Ａ鋼に比べ、クリープ強度が著しく大きく
なっていることが確認される。
を行ったフェライト組織のＡ鋼は、クリープ試験開始直
後から大きなクリープ歪みを生じるが、４万気圧で焼き
ならし熱処理を行った試料全面が焼戻しマルテンサイト
組織を有するＢ鋼及びＣ鋼は、いずれも、クリープ歪み
量が少なく、Ａ鋼に比べ、クリープ強度が著しく大きく
なっていることが確認される。
【００３８】以上の実験結果から、４万気圧の高圧で焼
きならし熱処理を行うことにより、通常の大気圧下での
焼きならし熱処理ではマルテンサイト組織を得ることの
できないＣｒを１５重量％含む高Ｃｒフェライト系耐熱
鋼であっても、組織をマルテンサイト単相とすることが
可能であり、クリープ強度の著しい改善が実現されるこ
とが確認される。
きならし熱処理を行うことにより、通常の大気圧下での
焼きならし熱処理ではマルテンサイト組織を得ることの
できないＣｒを１５重量％含む高Ｃｒフェライト系耐熱
鋼であっても、組織をマルテンサイト単相とすることが
可能であり、クリープ強度の著しい改善が実現されるこ
とが確認される。
【００３９】また、マルテンサイト単相組織であること
から室温靱性の向上が実現されると合理的に考えられ
る。
から室温靱性の向上が実現されると合理的に考えられ
る。
【００４０】もちろん、この出願の発明は、以上の実施
形態及び実施例によって限定されるものではない。細部
については様々な態様が可能であることは言うまでもな
い。
形態及び実施例によって限定されるものではない。細部
については様々な態様が可能であることは言うまでもな
い。
【００４１】
【発明の効果】以上詳しく説明した通り、この出願の発
明によって、優れた耐酸化特性を高温強度及び室温靱性
の向上と両立させて発現させることができ、しかも高温
長時間クリープ強度の向上をも望める高Ｃｒフェライト
系耐熱鋼が提供される。
明によって、優れた耐酸化特性を高温強度及び室温靱性
の向上と両立させて発現させることができ、しかも高温
長時間クリープ強度の向上をも望める高Ｃｒフェライト
系耐熱鋼が提供される。
【図１】Ｆｅ−Ｃｒ二元系合金の状態図である。
【図２】大気圧と４万気圧におけるＦｅ−Ｃｒ二元系合
金のγループを示した状態図である。
金のγループを示した状態図である。
【図３】統合型熱力学計算ソフトウェア（Thermo-Cal
c）により求めた大気圧におけるＦｅ−Ｃｒ二元系合金
のγループを示した状態図である。
c）により求めた大気圧におけるＦｅ−Ｃｒ二元系合金
のγループを示した状態図である。
【図４】統合型熱力学計算ソフトウェア（Thermo-Cal
c）により求めた１千気圧におけるＦｅ−Ｃｒ二元系合
金のγループを示した状態図である。
c）により求めた１千気圧におけるＦｅ−Ｃｒ二元系合
金のγループを示した状態図である。
【図５】統合型熱力学計算ソフトウェア（Thermo-Cal
c）により求めた４万気圧におけるＦｅ−Ｃｒ二元系合
金のγループを示した状態図である。
c）により求めた４万気圧におけるＦｅ−Ｃｒ二元系合
金のγループを示した状態図である。
【図６】表２に示したＡ鋼の焼戻し熱処理後の金属組織
の図面に代る透過電子顕微鏡像である。
の図面に代る透過電子顕微鏡像である。
【図７】表２に示したＢ鋼の焼戻し熱処理後の金属組織
の図面に代る透過電子顕微鏡像である。
の図面に代る透過電子顕微鏡像である。
【図８】表２に示したＣ鋼の焼戻し熱処理後の金属組織
の図面に代る透過電子顕微鏡像である。
の図面に代る透過電子顕微鏡像である。
【図９】以上の供試鋼（Ａ鋼、Ｂ鋼、及びＣ鋼）のクリ
ープ歪み−時間曲線である。
ープ歪み−時間曲線である。
Claims (2)
- 【請求項１】 フェライト系耐熱鋼であって、Ｃｒを１
２重量％以上１９重量％以下含有し、マルテンサイト単
相からなることを特徴とする高Ｃｒフェライト系耐熱
鋼。 - 【請求項２】 １千気圧以上４万気圧以下の高圧下で焼
きならし熱処理を行い、フェライト系耐熱鋼にＣｒを、
１２重量％以上１９重量％以下含有させるとともに、マ
ルテンサイト単相とすることを特徴とする高Ｃｒフェラ
イト系耐熱鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000401643A JP3496057B2 (ja) | 2000-12-28 | 2000-12-28 | 高Ｃｒフェライト系耐熱鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000401643A JP3496057B2 (ja) | 2000-12-28 | 2000-12-28 | 高Ｃｒフェライト系耐熱鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2002206146A true JP2002206146A (ja) | 2002-07-26 |
| JP3496057B2 JP3496057B2 (ja) | 2004-02-09 |
Family
ID=18866045
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2000401643A Expired - Lifetime JP3496057B2 (ja) | 2000-12-28 | 2000-12-28 | 高Ｃｒフェライト系耐熱鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3496057B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN111057825A (zh) * | 2020-01-16 | 2020-04-24 | 燕山大学 | 一种兼备高硬度和高抗氧化性铁铬合金的制备方法 |
-
2000
- 2000-12-28 JP JP2000401643A patent/JP3496057B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN111057825A (zh) * | 2020-01-16 | 2020-04-24 | 燕山大学 | 一种兼备高硬度和高抗氧化性铁铬合金的制备方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3496057B2 (ja) | 2004-02-09 |
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