JP2002212634A - クリープ破断強度に優れたオーステナイト系耐熱鋼管の製造方法 - Google Patents
クリープ破断強度に優れたオーステナイト系耐熱鋼管の製造方法Info
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- JP2002212634A JP2002212634A JP2001350640A JP2001350640A JP2002212634A JP 2002212634 A JP2002212634 A JP 2002212634A JP 2001350640 A JP2001350640 A JP 2001350640A JP 2001350640 A JP2001350640 A JP 2001350640A JP 2002212634 A JP2002212634 A JP 2002212634A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 本発明は、ボイラ用鋼管等の耐熱鋼管に適用
し、優れたクリープ破断強度を有し、長時間側でも急激
に強度低下することのない、オーステナイト系耐熱鋼管
の製造方法を提供することを目的とする。 【解決手段】 化学成分として、質量％で、Ｃ：０．０
１〜０．２％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．
１〜２％、Ｃｒ：１７〜２６％、Ｎｉ：１０〜５０％を
含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、かつ
下記（１）式を満足する鋼を用いて造管後、固溶化熱処
理を施し、その後、Ｃ断面の減少率で１％以上２５％以
下の冷間加工を施す高温長時間側のクリープ破断強度に
優れたオーステナイト系耐熱鋼管の製造方法。 Ｎｉ＋３０Ｃ＋０．５Ｍｎ≧１．８×（Ｃｒ＋１．５Ｓ
ｉ−８）…（１）
し、優れたクリープ破断強度を有し、長時間側でも急激
に強度低下することのない、オーステナイト系耐熱鋼管
の製造方法を提供することを目的とする。 【解決手段】 化学成分として、質量％で、Ｃ：０．０
１〜０．２％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．
１〜２％、Ｃｒ：１７〜２６％、Ｎｉ：１０〜５０％を
含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、かつ
下記（１）式を満足する鋼を用いて造管後、固溶化熱処
理を施し、その後、Ｃ断面の減少率で１％以上２５％以
下の冷間加工を施す高温長時間側のクリープ破断強度に
優れたオーステナイト系耐熱鋼管の製造方法。 Ｎｉ＋３０Ｃ＋０．５Ｍｎ≧１．８×（Ｃｒ＋１．５Ｓ
ｉ−８）…（１）
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、ボイラ用鋼管や高
温圧力容器といった高温高圧環境で使用される材料とし
て用いられ、特に６５０℃以上の高温高圧環境で極めて
高いクリープ破断強度を有するオーステナイト系耐熱鋼
管の製造方法に係わるものである。
温圧力容器といった高温高圧環境で使用される材料とし
て用いられ、特に６５０℃以上の高温高圧環境で極めて
高いクリープ破断強度を有するオーステナイト系耐熱鋼
管の製造方法に係わるものである。
【０００２】
【従来の技術】近年の火力発電プラントにおいては、経
済性の向上および炭酸ガス排出抑制の点から蒸気条件を
より高温高圧化する超々臨界圧ボイラの計画が進められ
ている。このような過酷な環境下では、例えばＳＵＳ３
４７Ｈ等の従来のオーステナイト系耐熱鋼ではクリープ
破断強度が不足するため使用できない。このため、例え
ば「鉄と鋼」第７０号Ｓ１４０９頁、あるいは「火力原
子力発電」第３８巻第７５頁などに示されているよう
に、高クリープ強度を更に向上させるために、従来のオ
ーステナイト系耐熱鋼に対してＮｂ、Ｔｉ等の炭窒化物
による析出強化、Ｍｏによる固溶強化などを利用したオ
ーステナイト系耐熱鋼が開発されている。
済性の向上および炭酸ガス排出抑制の点から蒸気条件を
より高温高圧化する超々臨界圧ボイラの計画が進められ
ている。このような過酷な環境下では、例えばＳＵＳ３
４７Ｈ等の従来のオーステナイト系耐熱鋼ではクリープ
破断強度が不足するため使用できない。このため、例え
ば「鉄と鋼」第７０号Ｓ１４０９頁、あるいは「火力原
子力発電」第３８巻第７５頁などに示されているよう
に、高クリープ強度を更に向上させるために、従来のオ
ーステナイト系耐熱鋼に対してＮｂ、Ｔｉ等の炭窒化物
による析出強化、Ｍｏによる固溶強化などを利用したオ
ーステナイト系耐熱鋼が開発されている。
【０００３】また、本発明者は、特開平０９−２２８０
０３号公報にて、低Ｃの成分系で、所定量のＷ、Ｎｂ、
Ｖ、Ｎを添加させることにより溶接性および高温強度が
共に優れたオーステナイト系耐熱鋼を提案している。こ
れら従来のオーステナイト系耐熱鋼は、何れも合金元素
による固溶強化や析出強化を利用してクリープ破断強度
を向上させたものである。
０３号公報にて、低Ｃの成分系で、所定量のＷ、Ｎｂ、
Ｖ、Ｎを添加させることにより溶接性および高温強度が
共に優れたオーステナイト系耐熱鋼を提案している。こ
れら従来のオーステナイト系耐熱鋼は、何れも合金元素
による固溶強化や析出強化を利用してクリープ破断強度
を向上させたものである。
【０００４】一方、これらの固溶強化および析出強化型
のボイラ用鋼および鋼管を用いてボイラーなどの施工を
行う際には、曲げ加工などの冷間加工が行われる。この
場合、「材料とプロセス」第１０号１４１９頁などで指
摘されているように、従来のオーステナイト系耐熱鋼管
では、冷間加工による加工硬化の影響でその加工部の高
温短時間側でのクリープ破断強度は冷間加工前と比べて
著しく強化されるが、高温長時間側でのクリープ破断強
度は逆に著しく低下する。したがって、従来、オーステ
ナイト系耐熱鋼管の冷間加工による高温長時間側でのク
リープ破断強度の低下を改善するために、施工後に冷間
加工部を再度熱処理する必要があった。
のボイラ用鋼および鋼管を用いてボイラーなどの施工を
行う際には、曲げ加工などの冷間加工が行われる。この
場合、「材料とプロセス」第１０号１４１９頁などで指
摘されているように、従来のオーステナイト系耐熱鋼管
では、冷間加工による加工硬化の影響でその加工部の高
温短時間側でのクリープ破断強度は冷間加工前と比べて
著しく強化されるが、高温長時間側でのクリープ破断強
度は逆に著しく低下する。したがって、従来、オーステ
ナイト系耐熱鋼管の冷間加工による高温長時間側でのク
リープ破断強度の低下を改善するために、施工後に冷間
加工部を再度熱処理する必要があった。
【０００５】しかし、例えば配管等の施工後の構造物を
熱処理することは、膨大なコストがかかるばかりでな
く、鋼管単体の熱処理に比べて均一な温度条件で熱処理
することは困難であり、安定した材質特性を確保するこ
とは困難となる。
熱処理することは、膨大なコストがかかるばかりでな
く、鋼管単体の熱処理に比べて均一な温度条件で熱処理
することは困難であり、安定した材質特性を確保するこ
とは困難となる。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】上記の従来技術の問題
点に鑑みて、本発明は、ボイラなどの施工時に冷間加工
が施された場合でも、従来のような加工部の熱処理を行
わずとも、高温長時間使用時のクリープ破断強度の大幅
な劣化を防止できる高温長時間側のクリープ破断強度に
優れたオーステナイト系耐熱鋼管の製造方法を提供する
ことを目的とする。
点に鑑みて、本発明は、ボイラなどの施工時に冷間加工
が施された場合でも、従来のような加工部の熱処理を行
わずとも、高温長時間使用時のクリープ破断強度の大幅
な劣化を防止できる高温長時間側のクリープ破断強度に
優れたオーステナイト系耐熱鋼管の製造方法を提供する
ことを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明者は、種々の検討
を行った結果、１）オーステナイト系耐熱鋼の冷間加工
後の高温長時間側でのクリープ破断強度の大幅な劣化
は、主にＦｅとＣｒの金属間化合物であるσ相がオース
テナイト粒界で析出することに起因し、このσ相は、オ
ーステナイト粒界から析出した高濃度のＣｒを含有する
δフェライト相が化学変化して生じること、２）冷間加
工後の高温長時間側でのクリープ破断強度の大幅な劣化
のもう一つの原因は、特に冷間加工率が高い場合に、高
温長時間側でオーステナイトの再結晶が生じ、金属組織
が細粒化するためであること、３）冷間加工後の高温長
時間使用時にオーステナイト相からδフェライト相を析
出しない成分系の鋼では、σ相はオーステナイト粒内に
直接微細析出し、それよりクリープ破断強度が向上する
ことを見いだした。
を行った結果、１）オーステナイト系耐熱鋼の冷間加工
後の高温長時間側でのクリープ破断強度の大幅な劣化
は、主にＦｅとＣｒの金属間化合物であるσ相がオース
テナイト粒界で析出することに起因し、このσ相は、オ
ーステナイト粒界から析出した高濃度のＣｒを含有する
δフェライト相が化学変化して生じること、２）冷間加
工後の高温長時間側でのクリープ破断強度の大幅な劣化
のもう一つの原因は、特に冷間加工率が高い場合に、高
温長時間側でオーステナイトの再結晶が生じ、金属組織
が細粒化するためであること、３）冷間加工後の高温長
時間使用時にオーステナイト相からδフェライト相を析
出しない成分系の鋼では、σ相はオーステナイト粒内に
直接微細析出し、それよりクリープ破断強度が向上する
ことを見いだした。
【０００８】本発明は、これらの知見を基になされたも
のであり、オーステナイト系耐熱鋼管の冷間加工後の高
温長時間使用時に、オーステナイト粒界でのδフェライ
ト相の析出およびその化学変化によるσ相の析出を抑制
するための成分含有量を規定し、また、特に高い加工率
で冷間加工する場合のオーステナイトの再結晶を抑制す
るための成分含有量を規定し、さらに、加工硬化利用し
たクリープ破断強度の向上のための最適冷間加工条件を
規定することを特徴とする高温長時間側のクリープ破断
強度に優れたオーステナイト系耐熱鋼管の製造方法であ
る。
のであり、オーステナイト系耐熱鋼管の冷間加工後の高
温長時間使用時に、オーステナイト粒界でのδフェライ
ト相の析出およびその化学変化によるσ相の析出を抑制
するための成分含有量を規定し、また、特に高い加工率
で冷間加工する場合のオーステナイトの再結晶を抑制す
るための成分含有量を規定し、さらに、加工硬化利用し
たクリープ破断強度の向上のための最適冷間加工条件を
規定することを特徴とする高温長時間側のクリープ破断
強度に優れたオーステナイト系耐熱鋼管の製造方法であ
る。
【０００９】すなわち、本発明の要旨とするところは、
以下に示す通りである。 （１）化学成分として、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．
２％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．１〜２
％、Ｃｒ：１７〜２６％、Ｎｉ：１０〜５０％を含有
し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、かつ下記
（１）式を満足する鋼を用いて造管後、固溶化熱処理を
施し、その後、Ｃ断面の減少率で１％以上２０％以下の
冷間加工を施すことを特徴とする高温長時間側のクリー
プ破断強度に優れたオーステナイト系耐熱鋼管の製造方
法。 Ｎｉ＋３０Ｃ＋０．５Ｍｎ≧１．８×（Ｃｒ＋１．５Ｓｉ−８）…（１） （２）前記鋼の化学成分として、更に、質量％で、Ｗ：
０．１〜１０％を含有し、かつ下記（２）式を満足する
ことを特徴とする（１）記載の高温長時間側のクリープ
破断強度に優れたオーステナイト系耐熱鋼管の製造方
法。 Ｎｉ＋３０Ｃ＋０．５Ｍｎ≧１．８×（Ｃｒ＋Ｗ＋１．５Ｓｉ−８）…（２） （３）前記鋼の化学成分として、更に、質量％で、Ｎ
ｂ、ＴｉおよびＶのうちの１種または２種以上を合計量
で０．０１〜２％含有し、かつ下記（３）式を満足する
ことを特徴とする（１）または（２）記載の高温長時間
側のクリープ破断強度に優れたオーステナイト系耐熱鋼
管の製造方法。 Ｎｉ＋３０Ｃ＋０．５Ｍｎ≧１．８×（Ｃｒ＋Ｗ＋１．５Ｓｉ＋０．５Ｎｂ＋ ３Ｔｉ＋５Ｖ−８）…（３） （４）前記鋼の化学成分として、更に、質量％で、Ｎ：
０．０１〜０．４％を含有し、かつ下記（４）式を満足
することを特徴とする（１）〜（３）の何れか１項に記
載の高温長時間側のクリープ破断強度に優れたオーステ
ナイト系耐熱鋼管の製造方法。 Ｎｉ＋３０Ｃ＋３０Ｎ＋０．５Ｍｎ≧１．８×（Ｃｒ＋Ｗ＋１．５Ｓｉ＋０． ５Ｎｂ＋３Ｔｉ＋５Ｖ−８）…（４） （５）前記鋼の化学成分として、更に、質量％で、Ｃ
ｕ：１〜５％以下を含有し、かつ下記（５）式を満足す
ることを特徴とする（１）〜（４）の何れか１項に記載
の高温長時間側のクリープ破断強度に優れたオーステナ
イト系耐熱鋼管の製造方法。 Ｎｉ＋３０Ｃ＋３０Ｎ＋０．５Ｍｎ＋Ｃｕ≧１．８×（Ｃｒ＋Ｗ＋１．５Ｓｉ ＋０．５Ｎｂ＋３Ｔｉ＋５Ｖ−８）…（５） （６）前記鋼の化学成分として、更に、質量％で、Ｂを
０．０００１〜０．００４未％含有することを特徴とす
る（１）〜（５）の何れか１項に記載の高温長時間側の
クリープ破断強度に優れたオーステナイト系耐熱鋼管の
製造方法。 （７）化学成分として、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．
２％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．１〜２
％、Ｃｒ：１７〜２６％、Ｎｉ：１０〜５０％、さら
に、Ｍｏ：０．１〜１０％、及び、Ｂ：０．００４〜
０．０１％のうちの１種または２種を含有し、残部Ｆｅ
および不可避的不純物からなり、かつ下記（６）式及び
（７）式を満足する鋼を用いて造管後、固溶化熱処理を
施し、その後、Ｃ断面の減少率で１％以上２５％以下の
冷間加工を施すことを特徴とする高温長時間側のクリー
プ破断強度に優れたオーステナイト系耐熱鋼管の製造方
法。 Ｎｉ＋３０Ｃ＋０．５Ｍｎ≧１．８×（Ｃｒ＋Ｍｏ＋１．５Ｓｉ−８）…（６ ） Ｍｏ＋５００Ｂ≧２…（７） （８）前記鋼の化学成分として、更に、質量％で、Ｗ：
０．１〜１０％を含有し、かつ下記（８）式を満足する
ことを特徴とする（７）記載の高温長時間側のクリープ
破断強度に優れたオーステナイト系耐熱鋼管の製造方
法。 Ｎｉ＋３０Ｃ＋０．５Ｍｎ≧１．８×（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｗ＋１．５Ｓｉ−８）… （８） （９）前記鋼の化学成分として、更に、質量％で、Ｎ
ｂ、ＴｉおよびＶのうちの１種または２種以上を合計量
で０．０１〜２％含有し、かつ下記（９）式を満足する
ことを特徴とする（７）または（８）記載の高温長時間
側のクリープ破断強度に優れたオーステナイト系耐熱鋼
管の製造方法。 Ｎｉ＋３０Ｃ＋０．５Ｍｎ≧１．８×（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｗ＋１．５Ｓｉ＋０．５ Ｎｂ＋３Ｔｉ＋５Ｖ−８）…（９） （１０）前記鋼の化学成分として、更に、質量％で、
Ｎ：０．０１〜０．４％を含有し、かつ下記（１０）式
を満足することを特徴とする（７）〜（９）の何れか１
項に記載の高温長時間側のクリープ破断強度に優れたオ
ーステナイト系耐熱鋼管の製造方法。 Ｎｉ＋３０Ｃ＋３０Ｎ＋０．５Ｍｎ≧１．８×（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｗ＋１．５Ｓｉ ＋０．５Ｎｂ＋３Ｔｉ＋５Ｖ−８）…（１０） （１１）前記鋼の化学成分として、更に、質量％で、Ｃ
ｕ：１〜５％以下含有し、かつ下記（１１）式を満足す
ることを特徴とする（７）〜（１０）の何れか１項に記
載の高温長時間側のクリープ破断強度に優れたオーステ
ナイト系耐熱鋼管の製造方法。 Ｎｉ＋３０Ｃ＋３０Ｎ＋０．５Ｍｎ＋Ｃｕ≧１．８×（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｗ＋１． ５Ｓｉ＋０．５Ｎｂ＋３Ｔｉ＋５Ｖ−８）…（１１）
以下に示す通りである。 （１）化学成分として、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．
２％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．１〜２
％、Ｃｒ：１７〜２６％、Ｎｉ：１０〜５０％を含有
し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、かつ下記
（１）式を満足する鋼を用いて造管後、固溶化熱処理を
施し、その後、Ｃ断面の減少率で１％以上２０％以下の
冷間加工を施すことを特徴とする高温長時間側のクリー
プ破断強度に優れたオーステナイト系耐熱鋼管の製造方
法。 Ｎｉ＋３０Ｃ＋０．５Ｍｎ≧１．８×（Ｃｒ＋１．５Ｓｉ−８）…（１） （２）前記鋼の化学成分として、更に、質量％で、Ｗ：
０．１〜１０％を含有し、かつ下記（２）式を満足する
ことを特徴とする（１）記載の高温長時間側のクリープ
破断強度に優れたオーステナイト系耐熱鋼管の製造方
法。 Ｎｉ＋３０Ｃ＋０．５Ｍｎ≧１．８×（Ｃｒ＋Ｗ＋１．５Ｓｉ−８）…（２） （３）前記鋼の化学成分として、更に、質量％で、Ｎ
ｂ、ＴｉおよびＶのうちの１種または２種以上を合計量
で０．０１〜２％含有し、かつ下記（３）式を満足する
ことを特徴とする（１）または（２）記載の高温長時間
側のクリープ破断強度に優れたオーステナイト系耐熱鋼
管の製造方法。 Ｎｉ＋３０Ｃ＋０．５Ｍｎ≧１．８×（Ｃｒ＋Ｗ＋１．５Ｓｉ＋０．５Ｎｂ＋ ３Ｔｉ＋５Ｖ−８）…（３） （４）前記鋼の化学成分として、更に、質量％で、Ｎ：
０．０１〜０．４％を含有し、かつ下記（４）式を満足
することを特徴とする（１）〜（３）の何れか１項に記
載の高温長時間側のクリープ破断強度に優れたオーステ
ナイト系耐熱鋼管の製造方法。 Ｎｉ＋３０Ｃ＋３０Ｎ＋０．５Ｍｎ≧１．８×（Ｃｒ＋Ｗ＋１．５Ｓｉ＋０． ５Ｎｂ＋３Ｔｉ＋５Ｖ−８）…（４） （５）前記鋼の化学成分として、更に、質量％で、Ｃ
ｕ：１〜５％以下を含有し、かつ下記（５）式を満足す
ることを特徴とする（１）〜（４）の何れか１項に記載
の高温長時間側のクリープ破断強度に優れたオーステナ
イト系耐熱鋼管の製造方法。 Ｎｉ＋３０Ｃ＋３０Ｎ＋０．５Ｍｎ＋Ｃｕ≧１．８×（Ｃｒ＋Ｗ＋１．５Ｓｉ ＋０．５Ｎｂ＋３Ｔｉ＋５Ｖ−８）…（５） （６）前記鋼の化学成分として、更に、質量％で、Ｂを
０．０００１〜０．００４未％含有することを特徴とす
る（１）〜（５）の何れか１項に記載の高温長時間側の
クリープ破断強度に優れたオーステナイト系耐熱鋼管の
製造方法。 （７）化学成分として、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．
２％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．１〜２
％、Ｃｒ：１７〜２６％、Ｎｉ：１０〜５０％、さら
に、Ｍｏ：０．１〜１０％、及び、Ｂ：０．００４〜
０．０１％のうちの１種または２種を含有し、残部Ｆｅ
および不可避的不純物からなり、かつ下記（６）式及び
（７）式を満足する鋼を用いて造管後、固溶化熱処理を
施し、その後、Ｃ断面の減少率で１％以上２５％以下の
冷間加工を施すことを特徴とする高温長時間側のクリー
プ破断強度に優れたオーステナイト系耐熱鋼管の製造方
法。 Ｎｉ＋３０Ｃ＋０．５Ｍｎ≧１．８×（Ｃｒ＋Ｍｏ＋１．５Ｓｉ−８）…（６ ） Ｍｏ＋５００Ｂ≧２…（７） （８）前記鋼の化学成分として、更に、質量％で、Ｗ：
０．１〜１０％を含有し、かつ下記（８）式を満足する
ことを特徴とする（７）記載の高温長時間側のクリープ
破断強度に優れたオーステナイト系耐熱鋼管の製造方
法。 Ｎｉ＋３０Ｃ＋０．５Ｍｎ≧１．８×（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｗ＋１．５Ｓｉ−８）… （８） （９）前記鋼の化学成分として、更に、質量％で、Ｎ
ｂ、ＴｉおよびＶのうちの１種または２種以上を合計量
で０．０１〜２％含有し、かつ下記（９）式を満足する
ことを特徴とする（７）または（８）記載の高温長時間
側のクリープ破断強度に優れたオーステナイト系耐熱鋼
管の製造方法。 Ｎｉ＋３０Ｃ＋０．５Ｍｎ≧１．８×（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｗ＋１．５Ｓｉ＋０．５ Ｎｂ＋３Ｔｉ＋５Ｖ−８）…（９） （１０）前記鋼の化学成分として、更に、質量％で、
Ｎ：０．０１〜０．４％を含有し、かつ下記（１０）式
を満足することを特徴とする（７）〜（９）の何れか１
項に記載の高温長時間側のクリープ破断強度に優れたオ
ーステナイト系耐熱鋼管の製造方法。 Ｎｉ＋３０Ｃ＋３０Ｎ＋０．５Ｍｎ≧１．８×（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｗ＋１．５Ｓｉ ＋０．５Ｎｂ＋３Ｔｉ＋５Ｖ−８）…（１０） （１１）前記鋼の化学成分として、更に、質量％で、Ｃ
ｕ：１〜５％以下含有し、かつ下記（１１）式を満足す
ることを特徴とする（７）〜（１０）の何れか１項に記
載の高温長時間側のクリープ破断強度に優れたオーステ
ナイト系耐熱鋼管の製造方法。 Ｎｉ＋３０Ｃ＋３０Ｎ＋０．５Ｍｎ＋Ｃｕ≧１．８×（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｗ＋１． ５Ｓｉ＋０．５Ｎｂ＋３Ｔｉ＋５Ｖ−８）…（１１）
【００１０】
【発明の実施の形態】以下に本発明における合金の化学
成分範囲の限定理由について説明する。なお、以下の％
は特に説明がない限りは質量％とする。 Ｃ：ＣはＣｒ，Ｍｏ，Ｔｉ，Ｂ，Ｖ，Ｎｂと炭化物を形
成してクリープ破断強度を向上させるのに有効であると
ともに、オーステナイト形成元素でありフェライト相の
生成を抑制する。このような効果を十分に得るために、
Ｃ含有量の下限を０．０１％と定めた。一方、多量に添
加しすぎると、溶接時に高温割れを生じたり、延性が低
下する。また、耐食性の面からはなるべく低い方が望ま
しい。そこで、 Ｃ含有量の上限を溶接時の高温割れが
問題とならないために０．２％と定めた。
成分範囲の限定理由について説明する。なお、以下の％
は特に説明がない限りは質量％とする。 Ｃ：ＣはＣｒ，Ｍｏ，Ｔｉ，Ｂ，Ｖ，Ｎｂと炭化物を形
成してクリープ破断強度を向上させるのに有効であると
ともに、オーステナイト形成元素でありフェライト相の
生成を抑制する。このような効果を十分に得るために、
Ｃ含有量の下限を０．０１％と定めた。一方、多量に添
加しすぎると、溶接時に高温割れを生じたり、延性が低
下する。また、耐食性の面からはなるべく低い方が望ま
しい。そこで、 Ｃ含有量の上限を溶接時の高温割れが
問題とならないために０．２％と定めた。
【００１１】Ｓｉ：Ｓｉは脱酸剤として有効であるばか
りではなく、耐酸化性や耐高温腐食特性をも向上させる
元素であり、これらの作用により耐水蒸気酸化特性を得
るため、その含有量の下限を０．０５％と定めた。しか
し、Ｓｉ量が多過ぎるとクリープ破断強度、靭性や溶接
性を低下させるとともに、ＳｉはＦｅおよびＣｒの金属
間化合物であるσ相の形成を著しく促進させるため、本
発明ではその含有量の上限を０．５％とした。
りではなく、耐酸化性や耐高温腐食特性をも向上させる
元素であり、これらの作用により耐水蒸気酸化特性を得
るため、その含有量の下限を０．０５％と定めた。しか
し、Ｓｉ量が多過ぎるとクリープ破断強度、靭性や溶接
性を低下させるとともに、ＳｉはＦｅおよびＣｒの金属
間化合物であるσ相の形成を著しく促進させるため、本
発明ではその含有量の上限を０．５％とした。
【００１２】Ｍｎ：Ｍｎは脱酸作用を有するとともに、
オーステナイト形成元素でありフェライト相の生成を抑
制する。また、鋼中のＳを固定させて溶接性や熱間加工
性を向上させる作用を有する。このような効果を十分に
得るために、 Ｍｎ含有量の下限を０．１％と定めた。
しかし、Ｍｎ含有量が多すぎると耐酸化性の劣化を招く
ので、その含有量の上限を２％未満と限定した。
オーステナイト形成元素でありフェライト相の生成を抑
制する。また、鋼中のＳを固定させて溶接性や熱間加工
性を向上させる作用を有する。このような効果を十分に
得るために、 Ｍｎ含有量の下限を０．１％と定めた。
しかし、Ｍｎ含有量が多すぎると耐酸化性の劣化を招く
ので、その含有量の上限を２％未満と限定した。
【００１３】Ｃｒ：Ｃｒはクリープ破断強度、耐水蒸気
酸化性、耐高温腐食特性を向上させる作用を有し、オー
ステナイト系耐熱鋼にとって不可欠の元素である。従来
のオーステナイト系耐熱鋼の代表であるＳＵＳ３４７Ｈ
鋼と同等の上記諸特性を確保するために、Ｃｒ含有量の
下限を１７％とした。一方、Ｃｒ含有量が増加するとＦ
ｅおよびＣｒの金属間化合物であるσ相の成長が著しく
促進されるために、上限を２６％とした。
酸化性、耐高温腐食特性を向上させる作用を有し、オー
ステナイト系耐熱鋼にとって不可欠の元素である。従来
のオーステナイト系耐熱鋼の代表であるＳＵＳ３４７Ｈ
鋼と同等の上記諸特性を確保するために、Ｃｒ含有量の
下限を１７％とした。一方、Ｃｒ含有量が増加するとＦ
ｅおよびＣｒの金属間化合物であるσ相の成長が著しく
促進されるために、上限を２６％とした。
【００１４】Ｎｉ：Ｎｉはオーステナイト生成元素であ
りオーステナイトの安定性を高め、フェライト相の生成
を抑制し、 ＦｅおよびＣｒの金属間化合物であるσ相
の粒界析出を抑制するために必須な元素である。本発明
鋼における、Ｃｒをはじめとするフェライト生成元素の
含有量に対してオーステナイトの安定化を図るために
は、Ｎｉ含有量を１０％以上とする必要がある。一方、
Ｎｉ量が増大すると経済性の面で不利となることから、
その含有量の上限を５０％とした。
りオーステナイトの安定性を高め、フェライト相の生成
を抑制し、 ＦｅおよびＣｒの金属間化合物であるσ相
の粒界析出を抑制するために必須な元素である。本発明
鋼における、Ｃｒをはじめとするフェライト生成元素の
含有量に対してオーステナイトの安定化を図るために
は、Ｎｉ含有量を１０％以上とする必要がある。一方、
Ｎｉ量が増大すると経済性の面で不利となることから、
その含有量の上限を５０％とした。
【００１５】本発明では、以上の化学成分を基本成分と
するが以下の理由で必要に応じて本発明の基本特性を害
しない範囲で添加することができる。 Ｍｏ，Ｗ：ＭｏおよびＷはともに固溶強化、Laves相析
出などにより高温強度を高める元素である。また、Ｍｏ
は、６５０℃から７５０℃の温度範囲での再結晶を抑制
する作用も有する元素のため、特に冷間加工率が高い場
合に、高温長時間側でオーステナイトの再結晶による金
属組織の細粒化を抑制し、再結晶に起因するクリープ破
断強度の低下を防止するために有効となる。これらの効
果を得るためにＭｏおよびＷのうちの１種または２種の
合計量の下限を０．１％と定めた。しかし、Ｍｏおよび
Ｗのうちの１種または２種の合計量で１０％を越える添
加は、さらなるクリープ強度の向上が見られないばかり
か、Laves相が過度に析出して著しく脆化するため、そ
の含有量の上限を１０％とした。
するが以下の理由で必要に応じて本発明の基本特性を害
しない範囲で添加することができる。 Ｍｏ，Ｗ：ＭｏおよびＷはともに固溶強化、Laves相析
出などにより高温強度を高める元素である。また、Ｍｏ
は、６５０℃から７５０℃の温度範囲での再結晶を抑制
する作用も有する元素のため、特に冷間加工率が高い場
合に、高温長時間側でオーステナイトの再結晶による金
属組織の細粒化を抑制し、再結晶に起因するクリープ破
断強度の低下を防止するために有効となる。これらの効
果を得るためにＭｏおよびＷのうちの１種または２種の
合計量の下限を０．１％と定めた。しかし、Ｍｏおよび
Ｗのうちの１種または２種の合計量で１０％を越える添
加は、さらなるクリープ強度の向上が見られないばかり
か、Laves相が過度に析出して著しく脆化するため、そ
の含有量の上限を１０％とした。
【００１６】Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ：Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖはいずれ
も高温使用環境で微細な炭窒化物を形成し、高温長時間
側のクリープ破断強度を著しく向上させる。この効果
は、固溶化熱処理によって固溶し得る量が多いほど顕著
である。この効果を十分得るためにＮｂ、ＴｉおよびＶ
のうちの１種または２種以上の合計量の下限を０．０１
％と定めた。しかし、固溶化熱処理温度での固溶限を超
える過剰量を添加しても、未固溶の炭・窒化物が増加す
るだけであり、かえって機械的特性を低下させる。従っ
て、 Ｎｂ、ＴｉおよびＶのうちの１種または２種以上
の合計量の上限を２％とした。
も高温使用環境で微細な炭窒化物を形成し、高温長時間
側のクリープ破断強度を著しく向上させる。この効果
は、固溶化熱処理によって固溶し得る量が多いほど顕著
である。この効果を十分得るためにＮｂ、ＴｉおよびＶ
のうちの１種または２種以上の合計量の下限を０．０１
％と定めた。しかし、固溶化熱処理温度での固溶限を超
える過剰量を添加しても、未固溶の炭・窒化物が増加す
るだけであり、かえって機械的特性を低下させる。従っ
て、 Ｎｂ、ＴｉおよびＶのうちの１種または２種以上
の合計量の上限を２％とした。
【００１７】Ｎ：Ｎは固溶強化および窒化物の形成によ
ってクリープ破断強度を著しく向上させる元素である。
この効果を得るために、 Ｎ含有量の下限を０．０１％
と定めた。しかし、Ｎを０．４％を超えて添加しても高
温長時間側のクリープ破断強度の増加は少なく、かえっ
て機械的特性を低下させるため、Ｎ含有量の上限を０．
４％とした。
ってクリープ破断強度を著しく向上させる元素である。
この効果を得るために、 Ｎ含有量の下限を０．０１％
と定めた。しかし、Ｎを０．４％を超えて添加しても高
温長時間側のクリープ破断強度の増加は少なく、かえっ
て機械的特性を低下させるため、Ｎ含有量の上限を０．
４％とした。
【００１８】Ｂ：Ｂは結晶粒界を強化してクリープ破断
延性を高め、その効果により同時にクリープ破断強度も
向上させる。これらの効果を得るために、Ｂ含有量の下
限を０．０００１％と定めた。また、Ｂは、上記作用の
他に６５０℃から７５０℃の温度範囲での再結晶を抑制
する作用も有する元素のため、特に冷間加工率が高い場
合に、高温長時間側でオーステナイトの再結晶による金
属組織の細粒化を抑制し、再結晶に起因するクリープ破
断強度の低下を防止するために有効となる。この効果を
充分得るためには、Ｂの下限値を０．００４％以上とす
る。しかしながら、０．０１％を越えて添加すると溶接
性を著しく低下させるので、クリープ破断延性を向上さ
せる目的でＢを添加する場合、その含有量の上限を０．
０１％とした。
延性を高め、その効果により同時にクリープ破断強度も
向上させる。これらの効果を得るために、Ｂ含有量の下
限を０．０００１％と定めた。また、Ｂは、上記作用の
他に６５０℃から７５０℃の温度範囲での再結晶を抑制
する作用も有する元素のため、特に冷間加工率が高い場
合に、高温長時間側でオーステナイトの再結晶による金
属組織の細粒化を抑制し、再結晶に起因するクリープ破
断強度の低下を防止するために有効となる。この効果を
充分得るためには、Ｂの下限値を０．００４％以上とす
る。しかしながら、０．０１％を越えて添加すると溶接
性を著しく低下させるので、クリープ破断延性を向上さ
せる目的でＢを添加する場合、その含有量の上限を０．
０１％とした。
【００１９】Ｃｕ：Ｃｕは高温で使用中に鋼中に整合析
出することにより、クリープ破断強度を向上させる作用
を有する元素である。この効果を得るために、その含有
量の下限を０．１％と定めた。しかし、Ｃｕ含有量が５
％を越えると延性が低下し、さらに熱間加工性も劣化す
ることから、その上限を５％と定めた。本発明では、上
記の成分含有量の規定とともに、冷間加工後の高温長時
間使用中にフェライト相が生成しないための下記の
（５）式を満たす必要がある。
出することにより、クリープ破断強度を向上させる作用
を有する元素である。この効果を得るために、その含有
量の下限を０．１％と定めた。しかし、Ｃｕ含有量が５
％を越えると延性が低下し、さらに熱間加工性も劣化す
ることから、その上限を５％と定めた。本発明では、上
記の成分含有量の規定とともに、冷間加工後の高温長時
間使用中にフェライト相が生成しないための下記の
（５）式を満たす必要がある。
【００２０】図１に下記の前記（１）式〜（６）式、
（８）式〜（１１）式による規定の根拠となる、Ｎｉ＋
３０Ｃ＋３０Ｎ＋０．５Ｍｎ＋Ｃｕ−１．８×（Ｃｒ＋
Ｍｏ＋Ｗ＋１．５Ｓｉ＋０．５Ｎｂ＋３Ｔｉ＋５Ｖ−
８）の値と６５０℃×１０万時間推定クリープ破断強度
との関係を示す。なお、鋼材成分は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、
ＣｒおよびＮｉを含有する成分系、または、これらの他
に、さらに、ＭｏおよびＢを含有する成分系で行った。
また、図１に示す６５０℃×１０万時間推定クリープ破
断強度は、２０％のＣ断面（圧延方向に垂直な断面）減
少率で冷間引き抜きを施した鋼管に対して６５０、７０
０、７５０℃でクリープ破断試験を行った。試験結果は
Ｌａｒｓｏｎ−Ｍｉ１１ｅｒ法に基づいて整理した。
（８）式〜（１１）式による規定の根拠となる、Ｎｉ＋
３０Ｃ＋３０Ｎ＋０．５Ｍｎ＋Ｃｕ−１．８×（Ｃｒ＋
Ｍｏ＋Ｗ＋１．５Ｓｉ＋０．５Ｎｂ＋３Ｔｉ＋５Ｖ−
８）の値と６５０℃×１０万時間推定クリープ破断強度
との関係を示す。なお、鋼材成分は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、
ＣｒおよびＮｉを含有する成分系、または、これらの他
に、さらに、ＭｏおよびＢを含有する成分系で行った。
また、図１に示す６５０℃×１０万時間推定クリープ破
断強度は、２０％のＣ断面（圧延方向に垂直な断面）減
少率で冷間引き抜きを施した鋼管に対して６５０、７０
０、７５０℃でクリープ破断試験を行った。試験結果は
Ｌａｒｓｏｎ−Ｍｉ１１ｅｒ法に基づいて整理した。
【００２１】図１に示すように鋼中の化学成分の含有量
を成分偏析の影響も十分考慮された前記の（１）式〜
（６）式、（８）式〜（１１）式の関係式で規定するこ
とにより、高温長時間使用中でのオーステナイト粒界で
のδフェライト相の析出は抑制され、よって、クリープ
破断強度の低下原因となるオーステナイト粒界でのσ相
の析出も抑制でき、冷間加工後の高温長時間側のクリー
プ破断強度が向上できる。また、Ｍｏ及びＢを含有する
成分系では、Ｍｏ及びＢが６５０℃から７５０℃の温度
範囲での再結晶を抑制する作用も有する元素のため、上
記の成分規定に加えて、鋼中にＭｏまたはＢのうちの１
種または２種を下記（７）式を満足するように含有させ
ることにより、特に高い加工率で冷間加工した後でも、
高温長時間側でのオーステナイトの再結晶を抑制でき、
再結晶に起因するクリープ破断強度の低下を防止するこ
とができる。表２に、下記の（７）式による規定の根拠
となる、Ｍｏ＋５００Ｂ−２の値（ＩＮＤＥＸ２）と、
７５０℃×１万時間の条件で時効した後の再結晶の有
無、および、６５０℃×１０万時間の推定クリープ破断
強度との関係を示す。表２から、（７）式の関係式を満
足する場合、すなわちＩＮＤＥＸ２が０以上である場合
には、Ｃ断面（圧延方向に垂直な断面）減少率が１〜２
５％での冷間引き抜きを施した後にも高温長時間側でオ
ーステナイトの再結晶が生ずることがなく、再結晶に起
因するクリープ破断強度の低下を防止できることがわか
る。 Ｍｏ＋５００Ｂ≧２…（７） 次に上記化学成分を含有する本発明鋼管の製造条件につ
いて説明する。
を成分偏析の影響も十分考慮された前記の（１）式〜
（６）式、（８）式〜（１１）式の関係式で規定するこ
とにより、高温長時間使用中でのオーステナイト粒界で
のδフェライト相の析出は抑制され、よって、クリープ
破断強度の低下原因となるオーステナイト粒界でのσ相
の析出も抑制でき、冷間加工後の高温長時間側のクリー
プ破断強度が向上できる。また、Ｍｏ及びＢを含有する
成分系では、Ｍｏ及びＢが６５０℃から７５０℃の温度
範囲での再結晶を抑制する作用も有する元素のため、上
記の成分規定に加えて、鋼中にＭｏまたはＢのうちの１
種または２種を下記（７）式を満足するように含有させ
ることにより、特に高い加工率で冷間加工した後でも、
高温長時間側でのオーステナイトの再結晶を抑制でき、
再結晶に起因するクリープ破断強度の低下を防止するこ
とができる。表２に、下記の（７）式による規定の根拠
となる、Ｍｏ＋５００Ｂ−２の値（ＩＮＤＥＸ２）と、
７５０℃×１万時間の条件で時効した後の再結晶の有
無、および、６５０℃×１０万時間の推定クリープ破断
強度との関係を示す。表２から、（７）式の関係式を満
足する場合、すなわちＩＮＤＥＸ２が０以上である場合
には、Ｃ断面（圧延方向に垂直な断面）減少率が１〜２
５％での冷間引き抜きを施した後にも高温長時間側でオ
ーステナイトの再結晶が生ずることがなく、再結晶に起
因するクリープ破断強度の低下を防止できることがわか
る。 Ｍｏ＋５００Ｂ≧２…（７） 次に上記化学成分を含有する本発明鋼管の製造条件につ
いて説明する。
【００２２】本発明においては、上記化学成分を含有す
る鋼を造管して固溶化熱処理を行って得られた鋼管をさ
らに、鋼中にＭｏ及びＢの何れも含有しない鋼管の場合
は、Ｃ断面（圧延方向に垂直な断面）の減少率で１％以
上２０％以下、鋼中にＭｏまたはＢのうちの１種または
２種を含有する鋼管の場合は、Ｃ断面の減少率で１％以
上２５％以下の間加工を施すことが必要である。一般
に、固溶化熱処理されたオーステナイト系耐熱鋼管を冷
間加工すると、転位密度が増大し加工硬化が起こること
により冷間加工前に比べて高温短時間側でのクリープ破
断強度は上昇する。しかしながら、従来の成分系のオー
ステナイト系耐熱鋼管の場合では、高温長時間使用時に
冷間加工による残留応力が駆動力となってオーステナイ
ト粒界でのδフェライトの生成に続いてＦｅとＣｒの金
属間化合物であるσ相の析出、成長が促進される。その
結果、σ相がオーステナイト粒界で析出し、粗大に成長
した場合には、クリープ破断強度の大幅な低下をもたら
すという問題があった。
る鋼を造管して固溶化熱処理を行って得られた鋼管をさ
らに、鋼中にＭｏ及びＢの何れも含有しない鋼管の場合
は、Ｃ断面（圧延方向に垂直な断面）の減少率で１％以
上２０％以下、鋼中にＭｏまたはＢのうちの１種または
２種を含有する鋼管の場合は、Ｃ断面の減少率で１％以
上２５％以下の間加工を施すことが必要である。一般
に、固溶化熱処理されたオーステナイト系耐熱鋼管を冷
間加工すると、転位密度が増大し加工硬化が起こること
により冷間加工前に比べて高温短時間側でのクリープ破
断強度は上昇する。しかしながら、従来の成分系のオー
ステナイト系耐熱鋼管の場合では、高温長時間使用時に
冷間加工による残留応力が駆動力となってオーステナイ
ト粒界でのδフェライトの生成に続いてＦｅとＣｒの金
属間化合物であるσ相の析出、成長が促進される。その
結果、σ相がオーステナイト粒界で析出し、粗大に成長
した場合には、クリープ破断強度の大幅な低下をもたら
すという問題があった。
【００２３】一方、本発明では、上述のように鋼中の化
学成分を規定することにより、冷間加工が施され鋼中の
転位密度が増大した状態での高温長時間使用時において
も、オーステナイト粒界でのδフェライトの生成は抑制
でき、そのδフェライトの化学変化によって生成するσ
相の粒界での析出、成長も抑制できる。また、高温長時
間使用時にδフェライトの生成が抑制できる本発明のオ
ーステナイト系耐熱鋼管では、ＦｅおよびＣｒの金属間
化合物であるσ相は、冷間加工によって生じる残留応力
を駆動力としてオーステナイト粒内に均一に微細析出す
る。このオーステナイト粒内に微細析出するσ相は、オ
ーステナイト粒界で析出、成長するσ相とは異なり、ク
リープ破断強度を向上させる作用を有する。したがっ
て、本発明鋼管では、高温長時間使用時のオーステナイ
ト粒界でのσ相の析出、成長の抑制する一方、冷間加工
によって生じる加工硬化に加えて、オーステナイト粒内
でのσ相の微細析出による析出強化も期待でき、その結
果、従来の成分系のオーステナイト系耐熱鋼管に比べて
高温長時間側のクリープ破断強度は大幅に向上する。
学成分を規定することにより、冷間加工が施され鋼中の
転位密度が増大した状態での高温長時間使用時において
も、オーステナイト粒界でのδフェライトの生成は抑制
でき、そのδフェライトの化学変化によって生成するσ
相の粒界での析出、成長も抑制できる。また、高温長時
間使用時にδフェライトの生成が抑制できる本発明のオ
ーステナイト系耐熱鋼管では、ＦｅおよびＣｒの金属間
化合物であるσ相は、冷間加工によって生じる残留応力
を駆動力としてオーステナイト粒内に均一に微細析出す
る。このオーステナイト粒内に微細析出するσ相は、オ
ーステナイト粒界で析出、成長するσ相とは異なり、ク
リープ破断強度を向上させる作用を有する。したがっ
て、本発明鋼管では、高温長時間使用時のオーステナイ
ト粒界でのσ相の析出、成長の抑制する一方、冷間加工
によって生じる加工硬化に加えて、オーステナイト粒内
でのσ相の微細析出による析出強化も期待でき、その結
果、従来の成分系のオーステナイト系耐熱鋼管に比べて
高温長時間側のクリープ破断強度は大幅に向上する。
【００２４】図２に本発明の冷間加工のＣ断面（圧延方
向に垂直な断面）の減少率の規定根拠となる鋼管のＣ断
面減少率と６５０℃×１０万時間推定クリープ破断強度
との関係を示す。本発明において、断面減少率が１％未
満の場合には、冷間加工による高温長時間側のクリープ
破断強度の向上効果は十分に発揮されないため、断面減
少率の下限を１％に規定した。一方、断面減少率が２０
％を越えると、オーステナイト粒内で析出するσ相が過
度に成長し、σ相の粗大化が促進されるようになるのに
加えて、母材であるオーステナイト粒の再結晶も促進さ
れるので、高温長時間側のクリープ破断強度が大幅に低
下するため、断面減少率の上限を２０％と規定した。但
し、鋼中にＭｏまたはＢのうちの１種または２種を前記
規定量、かつ前記（７）式」を満足して含有する場合
は、さらに高い加工率で冷間加工した後でも、高温長時
間側でのオーステナイトの再結晶を抑制でき、再結晶に
起因するクリープ破断強度の低下を防止することができ
るため、断面減少率の上限を２５％と規定する。
向に垂直な断面）の減少率の規定根拠となる鋼管のＣ断
面減少率と６５０℃×１０万時間推定クリープ破断強度
との関係を示す。本発明において、断面減少率が１％未
満の場合には、冷間加工による高温長時間側のクリープ
破断強度の向上効果は十分に発揮されないため、断面減
少率の下限を１％に規定した。一方、断面減少率が２０
％を越えると、オーステナイト粒内で析出するσ相が過
度に成長し、σ相の粗大化が促進されるようになるのに
加えて、母材であるオーステナイト粒の再結晶も促進さ
れるので、高温長時間側のクリープ破断強度が大幅に低
下するため、断面減少率の上限を２０％と規定した。但
し、鋼中にＭｏまたはＢのうちの１種または２種を前記
規定量、かつ前記（７）式」を満足して含有する場合
は、さらに高い加工率で冷間加工した後でも、高温長時
間側でのオーステナイトの再結晶を抑制でき、再結晶に
起因するクリープ破断強度の低下を防止することができ
るため、断面減少率の上限を２５％と規定する。
【００２５】なお、鋼管の冷間加工の方法としては、特
に規定する必要がなく、例えば、冷間引き抜きや、ピル
ガーミル等が考えられ、いずれの冷間加工方法も採用で
きる。また、本発明において、造管方法は、特に規定す
る必要はなく、熱間押出、シームレス圧延、成形加工後
の電縫溶接またはＴＩＧ溶接等のいずれの方法も採用で
きる。
に規定する必要がなく、例えば、冷間引き抜きや、ピル
ガーミル等が考えられ、いずれの冷間加工方法も採用で
きる。また、本発明において、造管方法は、特に規定す
る必要はなく、熱間押出、シームレス圧延、成形加工後
の電縫溶接またはＴＩＧ溶接等のいずれの方法も採用で
きる。
【００２６】また、造管後の固溶化熱処理の条件につい
ても特に規定する必要はなく、本発明に対しては任意の
条件を採用できる。また、本発明においては冷間加工率
の程度を表す尺度として、Ｃ断面（圧延方向に垂直な断
面）の減少率を用いたが、当然、Ｌ方向（圧延方向）の
伸びで冷間加工の程度を定義することもできる。この場
合、Ｃ断面の減少率をＲ（％）、Ｌ方向の伸びをＬ
（％）とした場合に、両者の間には、下記（１２）式の
関係がある。例えば、Ｃ断面の減少率２０％で冷間引き
抜き加工を施す場合と、Ｌ方向に２５％の伸びを与える
冷間引張加工を施す場合は全く等価であることになる。 Ｌ＝１００×Ｒ／（１００−Ｒ）…（１２）
ても特に規定する必要はなく、本発明に対しては任意の
条件を採用できる。また、本発明においては冷間加工率
の程度を表す尺度として、Ｃ断面（圧延方向に垂直な断
面）の減少率を用いたが、当然、Ｌ方向（圧延方向）の
伸びで冷間加工の程度を定義することもできる。この場
合、Ｃ断面の減少率をＲ（％）、Ｌ方向の伸びをＬ
（％）とした場合に、両者の間には、下記（１２）式の
関係がある。例えば、Ｃ断面の減少率２０％で冷間引き
抜き加工を施す場合と、Ｌ方向に２５％の伸びを与える
冷間引張加工を施す場合は全く等価であることになる。 Ｌ＝１００×Ｒ／（１００−Ｒ）…（１２）
【００２７】
【実施例】次に、本発明を実施例によって具体的に説明
する。表１に供試鋼の化学成分を示す。素材記号１〜２
０は本発明で規定した化学成分範囲を満たす鋼である。
また、素材記号２１〜３０は本発明で規定した化学成分
範囲から外れる鋼である。
する。表１に供試鋼の化学成分を示す。素材記号１〜２
０は本発明で規定した化学成分範囲を満たす鋼である。
また、素材記号２１〜３０は本発明で規定した化学成分
範囲から外れる鋼である。
【００２８】表１に示した供試鋼に対して、熱間押出に
より外径５０ｍｍ、内径３４ｍｍの鋼管を製造し、その
後、１２００℃で１０分間固溶化熱処理を施した後に、
種々の断面減少率で冷間引き抜きを施した。その後、そ
れぞれの供試材に対して６５０、７００、７５０℃でク
リープ破断試験を行い、試験結果をＬａｒｓｏｎ−Ｍｉ
１１ｅｒ法で整理することにより、６５０℃×１０万時
間推定クリープ破断強度を得た。その結果を表２に示
す。記号Ａ〜ＡＡは素材記号１〜２０の本発明で規定し
た化学成分の鋼管を、１％以上２５％以下の断面減少率
で冷間引き抜きした、本発明方法によって製造した本発
明例である。記号ＡＢ〜ＡＪは、本発明で規定した化学
成分の鋼ではあるが、冷間引き抜きの際の断面減少率が
１％未満、あるいは２０％を越えている場合、あるい
は、前記（７）式を満足するが断面減少率が２５％を越
えている場合、の比較例である。また、記号ＡＫ〜ＡＷ
は、素材記号２１〜３０の本発明で規定した化学成分範
囲から外れる鋼管を０％あるいは２０％の断面減少率で
冷間引き抜きした場合の比較例である。
より外径５０ｍｍ、内径３４ｍｍの鋼管を製造し、その
後、１２００℃で１０分間固溶化熱処理を施した後に、
種々の断面減少率で冷間引き抜きを施した。その後、そ
れぞれの供試材に対して６５０、７００、７５０℃でク
リープ破断試験を行い、試験結果をＬａｒｓｏｎ−Ｍｉ
１１ｅｒ法で整理することにより、６５０℃×１０万時
間推定クリープ破断強度を得た。その結果を表２に示
す。記号Ａ〜ＡＡは素材記号１〜２０の本発明で規定し
た化学成分の鋼管を、１％以上２５％以下の断面減少率
で冷間引き抜きした、本発明方法によって製造した本発
明例である。記号ＡＢ〜ＡＪは、本発明で規定した化学
成分の鋼ではあるが、冷間引き抜きの際の断面減少率が
１％未満、あるいは２０％を越えている場合、あるい
は、前記（７）式を満足するが断面減少率が２５％を越
えている場合、の比較例である。また、記号ＡＫ〜ＡＷ
は、素材記号２１〜３０の本発明で規定した化学成分範
囲から外れる鋼管を０％あるいは２０％の断面減少率で
冷間引き抜きした場合の比較例である。
【００２９】本発明方法により製造した場合、いずれに
ついても１３０ＭＰａ以上の６５０℃×１０万時間推定
クリープ破断強度を有し、発電用火力設備の技術基準で
規格化されている発電用ボイラ鋼管の内で最も高い許容
応力を有する火ＳＵＳ３１０Ｊ２ＴＢの１２５ＭＰａと
比較して優れた値を示すことがわかる。それに対して、
比較例ＡＢ〜ＡＷはいずれも１３０ＭＰａ以下の推定ク
リープ破断強度である。比較例ＡＢ、ＡＣおよびＡＦは
断面減少率が小さすぎて十分に強度が出ず、逆に比較例
ＡＤ、ＡＥ、ＡＧ〜ＡＩでは断面減少率が大きすぎて、
σ相の析出とオーステナイト再結晶により大幅な強度劣
化を招いている。比較例ＡＫ〜ＡＷは、前記（１）式〜
（６）式、（８）式〜（１１）式の何れかの式を満足し
ない化学成分であるために、冷間引き抜きによって粒界
での粗大なσ相の析出が促進され、著しく強度が低くな
った。特にＡＬとＡＭ、およびＡＶとＡＷを比較するこ
とにより、冷間引き抜きによって、引き抜きを行う前と
比較して、返って大きく強度が低下してしまったことが
わかる。
ついても１３０ＭＰａ以上の６５０℃×１０万時間推定
クリープ破断強度を有し、発電用火力設備の技術基準で
規格化されている発電用ボイラ鋼管の内で最も高い許容
応力を有する火ＳＵＳ３１０Ｊ２ＴＢの１２５ＭＰａと
比較して優れた値を示すことがわかる。それに対して、
比較例ＡＢ〜ＡＷはいずれも１３０ＭＰａ以下の推定ク
リープ破断強度である。比較例ＡＢ、ＡＣおよびＡＦは
断面減少率が小さすぎて十分に強度が出ず、逆に比較例
ＡＤ、ＡＥ、ＡＧ〜ＡＩでは断面減少率が大きすぎて、
σ相の析出とオーステナイト再結晶により大幅な強度劣
化を招いている。比較例ＡＫ〜ＡＷは、前記（１）式〜
（６）式、（８）式〜（１１）式の何れかの式を満足し
ない化学成分であるために、冷間引き抜きによって粒界
での粗大なσ相の析出が促進され、著しく強度が低くな
った。特にＡＬとＡＭ、およびＡＶとＡＷを比較するこ
とにより、冷間引き抜きによって、引き抜きを行う前と
比較して、返って大きく強度が低下してしまったことが
わかる。
【００３０】
【表１】
【００３１】
【表２】
【００３２】
【発明の効果】本発明により、高価な合金成分を用いる
ことなく、従来に比べ極めてクリープ破断強度が高いオ
ーステナイト系耐熱鋼管を提供することが可能となり、
産業の発展に寄与するところは極めて大きいものであ
る。
ことなく、従来に比べ極めてクリープ破断強度が高いオ
ーステナイト系耐熱鋼管を提供することが可能となり、
産業の発展に寄与するところは極めて大きいものであ
る。
【図面の簡単な説明】
【図１】Ｎｉ＋３０Ｃ＋３０Ｎ＋０．５Ｍｎ＋Ｃｕ−
１．８×（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｗ＋１．５Ｓｉ＋０．５Ｎｂ＋
３Ｔｉ＋５Ｖ−８）の値と高温長時間側のクリープ破断
強度の関係を示すグラフ。
１．８×（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｗ＋１．５Ｓｉ＋０．５Ｎｂ＋
３Ｔｉ＋５Ｖ−８）の値と高温長時間側のクリープ破断
強度の関係を示すグラフ。
【図２】冷間加工時のＣ断面減少率と高温長時間側のク
リープ破断強度との関係を示すグラフ。
リープ破断強度との関係を示すグラフ。
Claims (11)
- 【請求項１】 化学成分として、質量％で、Ｃ：０．０
１〜０．２％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．
１〜２％、Ｃｒ：１７〜２６％、Ｎｉ：１０〜５０％を
含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、かつ
下記（１）式を満足する鋼を用いて造管後、固溶化熱処
理を施し、その後、Ｃ断面の減少率で１％以上２０％以
下の冷間加工を施すことを特徴とする高温長時間側のク
リープ破断強度に優れたオーステナイト系耐熱鋼管の製
造方法。 Ｎｉ＋３０Ｃ＋０．５Ｍｎ≧１．８×（Ｃｒ＋１．５Ｓｉ−８）…（１） - 【請求項２】 前記鋼の化学成分として、更に、質量％
で、Ｗ：０．１〜１０％を含有し、かつ下記（２）式を
満足することを特徴とする請求項１記載の高温長時間側
のクリープ破断強度に優れたオーステナイト系耐熱鋼管
の製造方法。 Ｎｉ＋３０Ｃ＋０．５Ｍｎ≧１．８×（Ｃｒ＋Ｗ＋１．５Ｓｉ−８）…（２） - 【請求項３】 前記鋼の化学成分として、更に、質量％
で、Ｎｂ、ＴｉおよびＶのうちの１種または２種以上を
合計量で０．０１〜２％含有し、かつ下記（３）式を満
足することを特徴とする請求項１または２記載の高温長
時間側のクリープ破断強度に優れたオーステナイト系耐
熱鋼管の製造方法。 Ｎｉ＋３０Ｃ＋０．５Ｍｎ≧１．８×（Ｃｒ＋Ｗ＋１．５Ｓｉ＋０．５Ｎｂ＋ ３Ｔｉ＋５Ｖ−８）…（３） - 【請求項４】 前記鋼の化学成分として、更に、質量％
で、Ｎ：０．０１〜０．４％を含有し、かつ下記（４）
式を満足することを特徴とする請求項１〜３の何れか１
項に記載の高温長時間側のクリープ破断強度に優れたオ
ーステナイト系耐熱鋼管の製造方法。 Ｎｉ＋３０Ｃ＋３０Ｎ＋０．５Ｍｎ≧１．８×（Ｃｒ＋Ｗ＋１．５Ｓｉ＋０． ５Ｎｂ＋３Ｔｉ＋５Ｖ−８）…（４） - 【請求項５】 前記鋼の化学成分として、更に、質量％
で、Ｃｕ：１〜５％以下を含有し、かつ下記（５）式を
満足することを特徴とする請求項１〜４の何れか１項に
記載の高温長時間側のクリープ破断強度に優れたオース
テナイト系耐熱鋼管の製造方法。 Ｎｉ＋３０Ｃ＋３０Ｎ＋０．５Ｍｎ＋Ｃｕ≧１．８×（Ｃｒ＋Ｗ＋１．５Ｓｉ ＋０．５Ｎｂ＋３Ｔｉ＋５Ｖ−８）…（５） - 【請求項６】 前記鋼の化学成分として、更に、質量％
で、Ｂを０．０００１〜０．００４未％含有することを
特徴とする請求項１〜５の何れか１項に記載の高温長時
間側のクリープ破断強度に優れたオーステナイト系耐熱
鋼管の製造方法。 - 【請求項７】 化学成分として、質量％で、Ｃ：０．０
１〜０．２％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．
１〜２％、Ｃｒ：１７〜２６％、Ｎｉ：１０〜５０％、
さらに、Ｍｏ：０．１〜１０％、及び、Ｂ：０．００４
〜０．０１％のうちの１種または２種を含有し、残部Ｆ
ｅおよび不可避的不純物からなり、かつ下記（６）式及
び（７）式を満足する鋼を用いて造管後、固溶化熱処理
を施し、その後、Ｃ断面の減少率で１％以上２５％以下
の冷間加工を施すことを特徴とする高温長時間側のクリ
ープ破断強度に優れたオーステナイト系耐熱鋼管の製造
方法。 Ｎｉ＋３０Ｃ＋０．５Ｍｎ≧１．８×（Ｃｒ＋Ｍｏ＋１．５Ｓｉ−８）…（６ ） Ｍｏ＋５００Ｂ≧２…（７） - 【請求項８】 前記鋼の化学成分として、更に、質量％
で、Ｗ：０．１〜１０％を含有し、かつ下記（８）式を
満足することを特徴とする請求項７記載の高温長時間側
のクリープ破断強度に優れたオーステナイト系耐熱鋼管
の製造方法。 Ｎｉ＋３０Ｃ＋０．５Ｍｎ≧１．８×（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｗ＋１．５Ｓｉ−８）… （８） - 【請求項９】 前記鋼の化学成分として、更に、質量％
で、Ｎｂ、ＴｉおよびＶのうちの１種または２種以上を
合計量で０．０１〜２％含有し、かつ下記（９）式を満
足することを特徴とする請求項７または８記載の高温長
時間側のクリープ破断強度に優れたオーステナイト系耐
熱鋼管の製造方法。 Ｎｉ＋３０Ｃ＋０．５Ｍｎ≧１．８×（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｗ＋１．５Ｓｉ＋０．５ Ｎｂ＋３Ｔｉ＋５Ｖ−８）…（９） - 【請求項１０】 前記鋼の化学成分として、更に、質量
％で、Ｎ：０．０１〜０．４％を含有し、かつ下記（１
０）式を満足することを特徴とする請求項７〜９の何れ
か１項に記載の高温長時間側のクリープ破断強度に優れ
たオーステナイト系耐熱鋼管の製造方法。 Ｎｉ＋３０Ｃ＋３０Ｎ＋０．５Ｍｎ≧１．８×（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｗ＋１．５Ｓｉ ＋０．５Ｎｂ＋３Ｔｉ＋５Ｖ−８）…（１０） - 【請求項１１】 前記鋼の化学成分として、更に、質量
％で、Ｃｕ：１〜５％以下含有し、かつ下記（１１）式
を満足することを特徴とする請求項７〜１０の何れか１
項に記載の高温長時間側のクリープ破断強度に優れたオ
ーステナイト系耐熱鋼管の製造方法。 Ｎｉ＋３０Ｃ＋３０Ｎ＋０．５Ｍｎ＋Ｃｕ≧１．８×（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｗ＋１． ５Ｓｉ＋０．５Ｎｂ＋３Ｔｉ＋５Ｖ−８）…（１１）
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001350640A JP2002212634A (ja) | 2000-11-17 | 2001-11-15 | クリープ破断強度に優れたオーステナイト系耐熱鋼管の製造方法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000-351515 | 2000-11-17 | ||
| JP2000351515 | 2000-11-17 | ||
| JP2001350640A JP2002212634A (ja) | 2000-11-17 | 2001-11-15 | クリープ破断強度に優れたオーステナイト系耐熱鋼管の製造方法 |
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| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2002212634A true JP2002212634A (ja) | 2002-07-31 |
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ID=26604207
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2001350640A Withdrawn JP2002212634A (ja) | 2000-11-17 | 2001-11-15 | クリープ破断強度に優れたオーステナイト系耐熱鋼管の製造方法 |
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| JP (1) | JP2002212634A (ja) |
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-
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