JP2003286543A - 長時間クリープ特性に優れた高強度低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼管およびその製造方法 - Google Patents
長時間クリープ特性に優れた高強度低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼管およびその製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 高温・長時間の環境下で使用する際のクリー
プ強度の低下を最小限に抑制し、かつ、充分な初期強度
を有する長時間クリープ特性に優れた低Ｃｒフェライト
系ボイラ用鋼管およびその製造方法を提供する。 【解決手段】 質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２０％、
Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．１０〜２．０
％、Ｃｒ：０．５〜３．５％、Ｂ：０．０００３〜０．
０１％、Ｎ：０．００１〜０．０８％、Ａｌ：０．００
０５〜０．０１％を含有し、Ｍｏ：０．０１〜２．０％
およびＷ：０．０１〜３．０％のうちの１種または２種
を含有し、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０％以
下、Ｏ：０．０２０％以下に制限し、残部がＦｅおよび
不可避不純物からなり、かつ組織中のフェライト分率が
２０％以上８０％以下であることを特徴とする長時間ク
リープ特性に優れた高強度低Ｃｒフェライト系ボイラ用
鋼管及びその製造方法。
プ強度の低下を最小限に抑制し、かつ、充分な初期強度
を有する長時間クリープ特性に優れた低Ｃｒフェライト
系ボイラ用鋼管およびその製造方法を提供する。 【解決手段】 質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２０％、
Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．１０〜２．０
％、Ｃｒ：０．５〜３．５％、Ｂ：０．０００３〜０．
０１％、Ｎ：０．００１〜０．０８％、Ａｌ：０．００
０５〜０．０１％を含有し、Ｍｏ：０．０１〜２．０％
およびＷ：０．０１〜３．０％のうちの１種または２種
を含有し、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０％以
下、Ｏ：０．０２０％以下に制限し、残部がＦｅおよび
不可避不純物からなり、かつ組織中のフェライト分率が
２０％以上８０％以下であることを特徴とする長時間ク
リープ特性に優れた高強度低Ｃｒフェライト系ボイラ用
鋼管及びその製造方法。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、Ｃｒ含有量が３．
５％（ここで％は質量％を意味する。以下、特に説明が
ない限り％は質量％を示す。）以下の低Ｃｒフェライト
系ボイラ用鋼管およびその製造方法に関するものであ
り、さらに詳しくは、高温・高圧環境下で使用する際の
長時間クリープ破断特性に優れた低Ｃｒフェライト系ボ
イラ用鋼管およびその製造方法に関するものである。
５％（ここで％は質量％を意味する。以下、特に説明が
ない限り％は質量％を示す。）以下の低Ｃｒフェライト
系ボイラ用鋼管およびその製造方法に関するものであ
り、さらに詳しくは、高温・高圧環境下で使用する際の
長時間クリープ破断特性に優れた低Ｃｒフェライト系ボ
イラ用鋼管およびその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】一般に、ボイラ用、化学工業用、原子力
用等の高温耐熱耐圧部材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、
Ｃｒ含有量が２．２５％以下の低Ｃｒフェライト鋼ある
いは炭素鋼等の材料が用いられており、これらの適用対
象部材の使用温度、圧力等の使用環境と経済性を考慮し
て適宜選択される。
用等の高温耐熱耐圧部材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、
Ｃｒ含有量が２．２５％以下の低Ｃｒフェライト鋼ある
いは炭素鋼等の材料が用いられており、これらの適用対
象部材の使用温度、圧力等の使用環境と経済性を考慮し
て適宜選択される。
【０００３】ところで、これら材料のうちのＣｒ含有量
が２．２５％以下の低Ｃｒフェライト鋼の特徴として
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に優れることや、オーステナ
イト系ステンレス鋼に比べて格段に安価で、かつ熱膨張
係数が小さくて応力腐食割れを起こさないこと、さらに
は高Ｃｒフェライト鋼に比べても安価であって靭性、熱
伝導性および溶接性に優れることが挙げられる。
が２．２５％以下の低Ｃｒフェライト鋼の特徴として
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に優れることや、オーステナ
イト系ステンレス鋼に比べて格段に安価で、かつ熱膨張
係数が小さくて応力腐食割れを起こさないこと、さらに
は高Ｃｒフェライト鋼に比べても安価であって靭性、熱
伝導性および溶接性に優れることが挙げられる。
【０００４】このような低Ｃｒフェライト鋼の代表例と
して、ＪＩＳに規格されているSTBA20，STBA22，STBA2
3，STBA24等が知られており、通常Ｃｒ−Ｍｏ鋼と総称
されている。また、高温強度を向上させる目的で析出強
化元素であるＶ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ｔａ，Ｂを添加した低Ｃ
ｒフェライト鋼が、特開昭５７−１３１３４９号、特開
昭５７−１３１３５０号、特開昭６１−１６６９１６
号、特開昭６２−５４０６２号、特開昭６３−１８０３
８号、特開昭６３−６２８４８号、特開昭６４−６８４
５１号、特開平１−２９８５３号、特開平３−６４４２
８号、特開平３−８７３３２号等の公報で提案されてい
る。
して、ＪＩＳに規格されているSTBA20，STBA22，STBA2
3，STBA24等が知られており、通常Ｃｒ−Ｍｏ鋼と総称
されている。また、高温強度を向上させる目的で析出強
化元素であるＶ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ｔａ，Ｂを添加した低Ｃ
ｒフェライト鋼が、特開昭５７−１３１３４９号、特開
昭５７−１３１３５０号、特開昭６１−１６６９１６
号、特開昭６２−５４０６２号、特開昭６３−１８０３
８号、特開昭６３−６２８４８号、特開昭６４−６８４
５１号、特開平１−２９８５３号、特開平３−６４４２
８号、特開平３−８７３３２号等の公報で提案されてい
る。
【０００５】さらに、析出強化型の低Ｃｒフェライト鋼
として、タービン用材料である１Ｃｒ−１Ｍｏ−０．２
５Ｖ鋼や、高速増殖炉用構造材料である２．２５Ｃｒ−
１Ｍｏ−Ｎｂ鋼等が良く知られている。しかし、これら
の低Ｃｒフェライト鋼は、高Ｃｒフェライト鋼やオース
テナイト系ステンレス鋼に比べると高温での耐酸化性、
耐食性に劣り、また高温強度も低いため、５５０℃以上
の高温環境下での使用に問題がある。
として、タービン用材料である１Ｃｒ−１Ｍｏ−０．２
５Ｖ鋼や、高速増殖炉用構造材料である２．２５Ｃｒ−
１Ｍｏ−Ｎｂ鋼等が良く知られている。しかし、これら
の低Ｃｒフェライト鋼は、高Ｃｒフェライト鋼やオース
テナイト系ステンレス鋼に比べると高温での耐酸化性、
耐食性に劣り、また高温強度も低いため、５５０℃以上
の高温環境下での使用に問題がある。
【０００６】そこで、５５０℃以上の高温でのクリ−プ
強度を改善するため、特開平２−２１７４３８号公報、
特開平２−２１７４３９号公報には、Ｗの多量添加やＣ
ｕとＭｇの複合添加を行った低Ｃｒフェライト鋼が提案
されている。また、特開平４−２６８０４０号公報に
は、５５０℃以上の高温でのクリープ強度を改善し、併
せて高強度化に伴う靭性低下を抑制するため、Ｎ量を制
限した上でＢを微量添加した低Ｃｒフェライト鋼が提案
されている。
強度を改善するため、特開平２−２１７４３８号公報、
特開平２−２１７４３９号公報には、Ｗの多量添加やＣ
ｕとＭｇの複合添加を行った低Ｃｒフェライト鋼が提案
されている。また、特開平４−２６８０４０号公報に
は、５５０℃以上の高温でのクリープ強度を改善し、併
せて高強度化に伴う靭性低下を抑制するため、Ｎ量を制
限した上でＢを微量添加した低Ｃｒフェライト鋼が提案
されている。
【０００７】これらの高温クリープ強度に優れる低Ｃｒ
フェライト鋼は、その鋼中に固溶、析出強化成分を添加
するため焼き入れ性が高くなり、その金属組織は主にマ
ルテンサイトまたはベイナイト組織となりやすい。この
ようなマルテンサイトまたはベイナイト組織を主体とす
る金属組織は、可動転位密度が非常に高いため、高温・
長時間のクリープ環境下でクリープ強度低下が顕著に現
れるという問題があった。
フェライト鋼は、その鋼中に固溶、析出強化成分を添加
するため焼き入れ性が高くなり、その金属組織は主にマ
ルテンサイトまたはベイナイト組織となりやすい。この
ようなマルテンサイトまたはベイナイト組織を主体とす
る金属組織は、可動転位密度が非常に高いため、高温・
長時間のクリープ環境下でクリープ強度低下が顕著に現
れるという問題があった。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記従来の
低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼管の問題点に鑑みて、鋼
成分組成及び組織の適正化により、高温・長時間の環境
下で使用する際のクリープ強度の低下を最小限に抑制
し、かつ、充分な初期強度を確保する高温・長時間クリ
ープ特性に優れたＣｒ含有量：３．５％以下の低Ｃｒフ
ェライト系ボイラ用鋼管およびその製造方法を提供する
ことを目的とする。
低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼管の問題点に鑑みて、鋼
成分組成及び組織の適正化により、高温・長時間の環境
下で使用する際のクリープ強度の低下を最小限に抑制
し、かつ、充分な初期強度を確保する高温・長時間クリ
ープ特性に優れたＣｒ含有量：３．５％以下の低Ｃｒフ
ェライト系ボイラ用鋼管およびその製造方法を提供する
ことを目的とする。
【０００９】
【課題を解決するための手段】本発明は、Ｃｒ含有量：
３．５％以下の低Ｃｒフェライト系鋼の金属組織中のフ
ェライト分率を２０％以上８０％以下とすることによっ
て、可動転位密度を低減し、高温・長時間のクリープ環
境下でのクリープ強度低下を抑制し、さらに金属間化合
物の析出総量を０．５％重量以上とすることによって、
フェライト組織が高い場合に生じる強度の低下分を補償
し初期強度を向上し、その結果、より長時間クリープ特
性に優れた低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼管の製造を可
能にすることを特徴とする。
３．５％以下の低Ｃｒフェライト系鋼の金属組織中のフ
ェライト分率を２０％以上８０％以下とすることによっ
て、可動転位密度を低減し、高温・長時間のクリープ環
境下でのクリープ強度低下を抑制し、さらに金属間化合
物の析出総量を０．５％重量以上とすることによって、
フェライト組織が高い場合に生じる強度の低下分を補償
し初期強度を向上し、その結果、より長時間クリープ特
性に優れた低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼管の製造を可
能にすることを特徴とする。
【００１０】すなわち、本発明の要旨とするところは、
以下の通りである。 （１）質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：
０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．１０〜２．０％、Ｃ
ｒ：０．５〜３．５％、Ｂ：０．０００３〜０．０１
％、Ｎ：０．００１〜０．０８％、Ａｌ：０．０００５
〜０．０１％を含有し、Ｍｏ：０．０１〜２．０％およ
びＷ：０．０１〜３．０％のうちの１種または２種を含
有し、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、
Ｏ：０．０２０％以下に制限し、残部がＦｅおよび不可
避不純物からなり、かつ組織中のフェライト分率が２０
％以上８０％以下であることを特徴とする長時間クリー
プ特性に優れた高強度低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼
管。 （２）さらに、Ｍｏ、Ｗ、ＮｉおよびＣｕのうちの何れ
か１種または２種以上とＦｅとからなる金属間化合物の
析出総量が０．５重量％であることを特徴とする上記
（１）に記載の長時間クリープ特性に優れた高強度低Ｃ
ｒフェライト系ボイラ用鋼管。 （３）質量％で、さらに、Ｎｂ：０．００１〜０．５％
およびＶ：０．０２〜１．０％のうちの１種または２種
を含有することを特徴とする上記（１）または（２）に
記載の長時間クリープ特性に優れた高強度低Ｃｒフェラ
イト系ボイラ用鋼管。 （４）質量％で、さらに、Ｔｉ：０．００１〜０．０５
％を含有することを特徴とする上記（１）から（３）の
いずれか１項に記載の長時間クリープ特性に優れた高強
度低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼管。 （５）質量％で、さらに、Ｃｕ、ＮｉおよびＣｏのうち
の１種または２種以上を総量で０．１〜４．０％含有す
ることを特徴とする上記（１）から（４）のいずれか１
項に記載の長時間クリープ特性に優れた高強度低Ｃｒフ
ェライト系ボイラ用鋼管。 （６）質量％で、さらに、Ｌａ、Ｃａ、Ｙ、Ｃｅ、Ｚ
ｒ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｒｅ、Ｐｔ、Ｉｒ、ＰｄおよびＳｂの
うちの１種または２種以上を総量で００１〜０．２％含
有することを特徴とする上記（１）から（５）のいずれ
か１項に記載の長時間クリープ特性に優れた高強度低Ｃ
ｒフェライト系ボイラ用鋼管。 （７）質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：
０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．１０〜２．０％、Ｃ
ｒ：０．５〜３．５％、Ｂ：０．０００３〜０．０１
％、Ｎ：０．００１〜０．０８％、Ａｌ：０．０００５
〜０．０１％下を含有し、Ｍｏ：０．０１〜２．０％お
よびＷ：０．０１〜３．０％のうちの１種または２種を
含有し、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０％以
下、Ｏ：０．０２０％以下に制限し、残部がＦｅおよび
不可避不純物からなる鋼材を用いて造管後、焼入れまた
は焼ならしを行った後、さらに、焼き戻しを行い、か
つ、前記焼入れまたは焼ならし後の冷却をフェライト分
率が２０％以上８０％以下となる冷却速度で行うことを
特徴とする長時間クリープ特性に優れた高強度低Ｃｒフ
ェライト系ボイラ用鋼管の製造方法。 （８）前記焼き戻しを、焼戻し加熱温度が５００〜８０
０℃、保持時間が５分以上となるように行うことを特徴
とする上記（７）に記載の長時間クリープ特性に優れた
高強度低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼管の製造方法。 （９）前記鋼材中に、質量％で、さらに、Ｎｂ：０．０
０１〜０．５％およびＶ：０．０２〜１．０％のうちの
１種または２種を含有することを特徴とする上記（７）
または（８）に記載の長時間クリープ特性に優れた高強
度低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼管の製造方法。 （１０）質量％で、さらに、Ｔｉ：０．００１〜０．０
５％を含有することを特徴とする上記（７）から（９）
の何れか１項に記載の長時間クリープ特性に優れた高強
度低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼管の製造方法。 （１１）質量％で、さらに、Ｃｕ、ＮｉおよびＣｏのう
ちの１種または２種以上を総量で０．１〜２．０％含有
することを特徴とする上記（７）から（１０）のいずれ
か１項に記載の長時間クリープ特性に優れた高強度低Ｃ
ｒフェライト系ボイラ用鋼管の製造方法。 （１２）質量％で、さらに、Ｌａ、Ｃａ、Ｙ、Ｃｅ、Ｚ
ｒ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｒｅ、Ｐｔ、Ｉｒ、ＰｄおよびＳｂの
うちの１種または２種以上を総量で００１〜０．２％含
有することを特徴とする上記（７）から（１１）のいず
れか１項に記載の長時間クリープ特性に優れた高強度低
Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼管の製造方法。
以下の通りである。 （１）質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：
０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．１０〜２．０％、Ｃ
ｒ：０．５〜３．５％、Ｂ：０．０００３〜０．０１
％、Ｎ：０．００１〜０．０８％、Ａｌ：０．０００５
〜０．０１％を含有し、Ｍｏ：０．０１〜２．０％およ
びＷ：０．０１〜３．０％のうちの１種または２種を含
有し、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、
Ｏ：０．０２０％以下に制限し、残部がＦｅおよび不可
避不純物からなり、かつ組織中のフェライト分率が２０
％以上８０％以下であることを特徴とする長時間クリー
プ特性に優れた高強度低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼
管。 （２）さらに、Ｍｏ、Ｗ、ＮｉおよびＣｕのうちの何れ
か１種または２種以上とＦｅとからなる金属間化合物の
析出総量が０．５重量％であることを特徴とする上記
（１）に記載の長時間クリープ特性に優れた高強度低Ｃ
ｒフェライト系ボイラ用鋼管。 （３）質量％で、さらに、Ｎｂ：０．００１〜０．５％
およびＶ：０．０２〜１．０％のうちの１種または２種
を含有することを特徴とする上記（１）または（２）に
記載の長時間クリープ特性に優れた高強度低Ｃｒフェラ
イト系ボイラ用鋼管。 （４）質量％で、さらに、Ｔｉ：０．００１〜０．０５
％を含有することを特徴とする上記（１）から（３）の
いずれか１項に記載の長時間クリープ特性に優れた高強
度低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼管。 （５）質量％で、さらに、Ｃｕ、ＮｉおよびＣｏのうち
の１種または２種以上を総量で０．１〜４．０％含有す
ることを特徴とする上記（１）から（４）のいずれか１
項に記載の長時間クリープ特性に優れた高強度低Ｃｒフ
ェライト系ボイラ用鋼管。 （６）質量％で、さらに、Ｌａ、Ｃａ、Ｙ、Ｃｅ、Ｚ
ｒ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｒｅ、Ｐｔ、Ｉｒ、ＰｄおよびＳｂの
うちの１種または２種以上を総量で００１〜０．２％含
有することを特徴とする上記（１）から（５）のいずれ
か１項に記載の長時間クリープ特性に優れた高強度低Ｃ
ｒフェライト系ボイラ用鋼管。 （７）質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：
０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．１０〜２．０％、Ｃ
ｒ：０．５〜３．５％、Ｂ：０．０００３〜０．０１
％、Ｎ：０．００１〜０．０８％、Ａｌ：０．０００５
〜０．０１％下を含有し、Ｍｏ：０．０１〜２．０％お
よびＷ：０．０１〜３．０％のうちの１種または２種を
含有し、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０％以
下、Ｏ：０．０２０％以下に制限し、残部がＦｅおよび
不可避不純物からなる鋼材を用いて造管後、焼入れまた
は焼ならしを行った後、さらに、焼き戻しを行い、か
つ、前記焼入れまたは焼ならし後の冷却をフェライト分
率が２０％以上８０％以下となる冷却速度で行うことを
特徴とする長時間クリープ特性に優れた高強度低Ｃｒフ
ェライト系ボイラ用鋼管の製造方法。 （８）前記焼き戻しを、焼戻し加熱温度が５００〜８０
０℃、保持時間が５分以上となるように行うことを特徴
とする上記（７）に記載の長時間クリープ特性に優れた
高強度低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼管の製造方法。 （９）前記鋼材中に、質量％で、さらに、Ｎｂ：０．０
０１〜０．５％およびＶ：０．０２〜１．０％のうちの
１種または２種を含有することを特徴とする上記（７）
または（８）に記載の長時間クリープ特性に優れた高強
度低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼管の製造方法。 （１０）質量％で、さらに、Ｔｉ：０．００１〜０．０
５％を含有することを特徴とする上記（７）から（９）
の何れか１項に記載の長時間クリープ特性に優れた高強
度低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼管の製造方法。 （１１）質量％で、さらに、Ｃｕ、ＮｉおよびＣｏのう
ちの１種または２種以上を総量で０．１〜２．０％含有
することを特徴とする上記（７）から（１０）のいずれ
か１項に記載の長時間クリープ特性に優れた高強度低Ｃ
ｒフェライト系ボイラ用鋼管の製造方法。 （１２）質量％で、さらに、Ｌａ、Ｃａ、Ｙ、Ｃｅ、Ｚ
ｒ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｒｅ、Ｐｔ、Ｉｒ、ＰｄおよびＳｂの
うちの１種または２種以上を総量で００１〜０．２％含
有することを特徴とする上記（７）から（１１）のいず
れか１項に記載の長時間クリープ特性に優れた高強度低
Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼管の製造方法。
【００１１】
【発明の実施の形態】以下、本発明を詳細に説明する。
【００１２】本発明者らは、従来の高強度低Ｃｒフェラ
イト系ボイラ用鋼管の５５０℃以上の高温・長時間のク
リープ環境下でのクリープ強度の低下が金属組織中の可
動転位密度が非常に高いマルテンサイトまたはベイナイ
ト組織によるものであることを知見し、金属組織中のフ
ェライト分率を２０％以上８０％以下とすることによっ
て、金属組織中の可動転位密度を低減し、高温・長時間
のクリープ環境下でのクリープ強度の低下を抑制できる
ことが分かった。
イト系ボイラ用鋼管の５５０℃以上の高温・長時間のク
リープ環境下でのクリープ強度の低下が金属組織中の可
動転位密度が非常に高いマルテンサイトまたはベイナイ
ト組織によるものであることを知見し、金属組織中のフ
ェライト分率を２０％以上８０％以下とすることによっ
て、金属組織中の可動転位密度を低減し、高温・長時間
のクリープ環境下でのクリープ強度の低下を抑制できる
ことが分かった。
【００１３】また、金属間化合物の析出総量を０．５質
量％以上にすることによって、金属組織中のフェライト
分率が高い場合に生じる初期強度の低下を抑制し、それ
により充分な高温・長時間クリープ特性を維持できるこ
とが分かった。
量％以上にすることによって、金属組織中のフェライト
分率が高い場合に生じる初期強度の低下を抑制し、それ
により充分な高温・長時間クリープ特性を維持できるこ
とが分かった。
【００１４】本発明は、Ｃｒ含有量が３．５％以下の低
Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼管を対象とし、これらの鋼
中の成分組成を前記のように限定した理由は次の通りで
ある。
Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼管を対象とし、これらの鋼
中の成分組成を前記のように限定した理由は次の通りで
ある。
【００１５】Ｃは、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｗ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂと
炭化物を形成し、高温強度の向上に寄与すると共、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。本発明鋼は、焼入れ焼戻し処理または焼ならし焼戻
し処理によってフェライトとマルテンサイト、ベイナイ
トおよびパーライトの混合した組織になるが、Ｃはこれ
らの組織のバランス制御のためにも必要である。Ｃ含有
量が０．０１％未満では炭化物の析出量が不十分となる
と共に、δフェライト量が多くなりすぎて初期強度とク
リープ破断強度を損なう。一方、Ｃ含有量が０．２０％
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。従って、Ｃ含有量は０．０１
％以上０．２０％以下とした。
炭化物を形成し、高温強度の向上に寄与すると共、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。本発明鋼は、焼入れ焼戻し処理または焼ならし焼戻
し処理によってフェライトとマルテンサイト、ベイナイ
トおよびパーライトの混合した組織になるが、Ｃはこれ
らの組織のバランス制御のためにも必要である。Ｃ含有
量が０．０１％未満では炭化物の析出量が不十分となる
と共に、δフェライト量が多くなりすぎて初期強度とク
リープ破断強度を損なう。一方、Ｃ含有量が０．２０％
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。従って、Ｃ含有量は０．０１
％以上０．２０％以下とした。
【００１６】Ｓｉは、脱酸剤として作用し、また鋼の耐
水蒸気酸化特性を高める元素である。Ｓｉ含有量が０．
０１％未満ではこれらの効果が不十分となる。一方、
１．０％を超えると靭性が著しく低下し、粒界脆化によ
るクリープ破断強度の低下の原因となる。従って、Ｓｉ
含有量は０．０１％以上１．０％以下とした。
水蒸気酸化特性を高める元素である。Ｓｉ含有量が０．
０１％未満ではこれらの効果が不十分となる。一方、
１．０％を超えると靭性が著しく低下し、粒界脆化によ
るクリープ破断強度の低下の原因となる。従って、Ｓｉ
含有量は０．０１％以上１．０％以下とした。
【００１７】Ｍｎは、脱酸のためのみでなく初期強度を
保持する上で必要な元素である。その効果を十分得るた
めには０．１０％以上の添加が必要であり、２．０％を
超すとクリープ破断強度が低下する場合がある。従って
Ｍｎ含有量は０．１０％以上２．０％以下とした。
保持する上で必要な元素である。その効果を十分得るた
めには０．１０％以上の添加が必要であり、２．０％を
超すとクリープ破断強度が低下する場合がある。従って
Ｍｎ含有量は０．１０％以上２．０％以下とした。
【００１８】Ｃｒは、低Ｃｒフェライト系鋼の耐酸化性
と高温耐食性の改善のために不可欠な元素であり、Ｃｒ
含有量が０．５％未満ではこれらの作用が得られず、酸
化によって鋼材が減肉してその結果クリープ破断強度が
低下する。一方、Ｃｒ含有量が３．５％を超えると、靭
性、溶接性、熱伝導性が低くなって低合金鋼の利点が少
なくなる。従って、Ｃｒ含有量は０．５％以上３．５％
以下とした。
と高温耐食性の改善のために不可欠な元素であり、Ｃｒ
含有量が０．５％未満ではこれらの作用が得られず、酸
化によって鋼材が減肉してその結果クリープ破断強度が
低下する。一方、Ｃｒ含有量が３．５％を超えると、靭
性、溶接性、熱伝導性が低くなって低合金鋼の利点が少
なくなる。従って、Ｃｒ含有量は０．５％以上３．５％
以下とした。
【００１９】Ｎｂは、Ｃおよび／またはＮと結合してＮ
ｂ（Ｃ，Ｎ）の微細炭窒化物を形成し、高温長間側のク
リープ破断強度の向上に寄与する。特に、６２５℃以下
の温度では安定な微細析出物を形成してクリープ破断強
度を著しく改善する効果がある。さらに、Ｎｂは結晶粒
を微細化し、靭性の改善にも有効である。しかし、Ｎｂ
含有量が０．００１％未満ではこれらの効果が得られな
い。一方、Ｎｂ含有量が０．５％を超えると鋼が著しく
硬化し、靭性、加工性、溶接性を損なうようになる。従
って、Ｎｂ含有量は０．００１％以上０．５％以下とし
た。
ｂ（Ｃ，Ｎ）の微細炭窒化物を形成し、高温長間側のク
リープ破断強度の向上に寄与する。特に、６２５℃以下
の温度では安定な微細析出物を形成してクリープ破断強
度を著しく改善する効果がある。さらに、Ｎｂは結晶粒
を微細化し、靭性の改善にも有効である。しかし、Ｎｂ
含有量が０．００１％未満ではこれらの効果が得られな
い。一方、Ｎｂ含有量が０．５％を超えると鋼が著しく
硬化し、靭性、加工性、溶接性を損なうようになる。従
って、Ｎｂ含有量は０．００１％以上０．５％以下とし
た。
【００２０】Ｖは、Ｎｂと同様にＣおよび／またはＮと
結合してＶ（Ｃ，Ｎ）の微細炭窒化物を形成し、高温長
間側のクリープ破断強度の向上に寄与するが、その含有
量が０．０２％未満ではその効果は十分ではない。しか
し、１．０％を超えてＶが添加されるとＶ（Ｃ，Ｎ）の
析出量が過剰となり、かえってクリープ破断強度と靭性
を損なうようになる。従って、Ｖ含有量は０．０２％以
上１．０％以下とした。
結合してＶ（Ｃ，Ｎ）の微細炭窒化物を形成し、高温長
間側のクリープ破断強度の向上に寄与するが、その含有
量が０．０２％未満ではその効果は十分ではない。しか
し、１．０％を超えてＶが添加されるとＶ（Ｃ，Ｎ）の
析出量が過剰となり、かえってクリープ破断強度と靭性
を損なうようになる。従って、Ｖ含有量は０．０２％以
上１．０％以下とした。
【００２１】Ｎは、マトリックス中に固溶あるいはＶ
Ｎ、ＮｂＮ等の窒化物、または、Ｖ（Ｃ，Ｎ）、Ｎｂ
（Ｃ，Ｎ）等の炭窒化物として析出し、固溶強化および
析出強化の何れにも寄与する。また、本発明では、Ｔｉ
と結合してＴｉＮ、さらにＢと結合してＢＮとして析出
し、それぞれクリープ破断強度向上に寄与する。Ｎ含有
量が０．００１％未満の場合では上記強化機構への寄与
が殆どなく、またＮを０．０８％を超えて添加すると、
母材靭性とクリープ破断強度の低下が著しい。従って、
Ｎ含有量は０．００１％以上０．０８％以下とした。
Ｎ、ＮｂＮ等の窒化物、または、Ｖ（Ｃ，Ｎ）、Ｎｂ
（Ｃ，Ｎ）等の炭窒化物として析出し、固溶強化および
析出強化の何れにも寄与する。また、本発明では、Ｔｉ
と結合してＴｉＮ、さらにＢと結合してＢＮとして析出
し、それぞれクリープ破断強度向上に寄与する。Ｎ含有
量が０．００１％未満の場合では上記強化機構への寄与
が殆どなく、またＮを０．０８％を超えて添加すると、
母材靭性とクリープ破断強度の低下が著しい。従って、
Ｎ含有量は０．００１％以上０．０８％以下とした。
【００２２】Ｂは、Ｃと共偏析するることによりＭ23Ｃ
6等の微細炭化物を形成し安定化する。低Ｃｒフェライ
ト系鋼のような低合金鋼においては、高温で長時間加熱
されるとＭ23Ｃ6炭化物にＷやＭｏが濃化することによ
って、Ｍ23Ｃ6等の微細炭化物からＭ6Ｃ等の粗大炭化物
へと変化し、クリ−プ強度および靭性の低下を招き易く
なるが、Ｂの添加によりＭ23Ｃ6等の微細炭化物が安定
化するのでＭ6Ｃ等の粗大炭化物の析出が抑えられ、高
温長時間側でのクリ−プ強度の低下が抑制される。Ｂ含
有量が０．０００３％未満では上記の効果が得られず、
一方、Ｂ含有量が０．０１％を超えるとＢが結晶粒界に
過剰に偏析し、Ｃとの共偏析によって炭化物が凝集粗大
化する場合があり、その結果として加工性、靭性および
溶接性を著しく損ねることになる。従って、Ｂ含有量は
０．０００３％以上０．０１％以下とした。
6等の微細炭化物を形成し安定化する。低Ｃｒフェライ
ト系鋼のような低合金鋼においては、高温で長時間加熱
されるとＭ23Ｃ6炭化物にＷやＭｏが濃化することによ
って、Ｍ23Ｃ6等の微細炭化物からＭ6Ｃ等の粗大炭化物
へと変化し、クリ−プ強度および靭性の低下を招き易く
なるが、Ｂの添加によりＭ23Ｃ6等の微細炭化物が安定
化するのでＭ6Ｃ等の粗大炭化物の析出が抑えられ、高
温長時間側でのクリ−プ強度の低下が抑制される。Ｂ含
有量が０．０００３％未満では上記の効果が得られず、
一方、Ｂ含有量が０．０１％を超えるとＢが結晶粒界に
過剰に偏析し、Ｃとの共偏析によって炭化物が凝集粗大
化する場合があり、その結果として加工性、靭性および
溶接性を著しく損ねることになる。従って、Ｂ含有量は
０．０００３％以上０．０１％以下とした。
【００２３】Ａｌは、脱酸剤として有効であり、この効
果を得るためには０．０００５％以上添加する必要があ
るが、特に０．０１％を超えると高温強度が低下する
で、Ａｌ含有量を０．０００５％以上０．０１％以下と
した。なお、Ａｌは、本発明では脱酸剤であるＳｉの脱
酸作用を補完するようにＳｉの含有量に応じてその含有
量を調整するのが好ましい。
果を得るためには０．０００５％以上添加する必要があ
るが、特に０．０１％を超えると高温強度が低下する
で、Ａｌ含有量を０．０００５％以上０．０１％以下と
した。なお、Ａｌは、本発明では脱酸剤であるＳｉの脱
酸作用を補完するようにＳｉの含有量に応じてその含有
量を調整するのが好ましい。
【００２４】ＭｏおよびＷの少なくとも何れかは、本発
明鋼のクリープ破断強度向上のために必要な元素であ
り、ＭｏおよびＷのうちの１種または２種を以下の含有
量で添加する。
明鋼のクリープ破断強度向上のために必要な元素であ
り、ＭｏおよびＷのうちの１種または２種を以下の含有
量で添加する。
【００２５】Ｍｏは、固溶強化と微細炭化物析出による
強化の作用を有していてクリープ破断強度の向上に有効
な元素であるので、必要に応じて含有できる。しかし、
Ｍｏ含有量が０．０１％未満では上記効果が得られず、
一方、Ｍｏ含有量が２．０％を超えるとその効果が飽和
するばかりか、溶接性、靭性を損なうようになる。従っ
て、Ｍｏを添加する場合にはその含有量を０．０１％以
上２．０％以下とする。なお、ＭｏとＷとを複合添加す
る場合には、単独添加の場合に比べて鋼の強度が一段と
向上し、特に高温クリープ破断強度が改善される。
強化の作用を有していてクリープ破断強度の向上に有効
な元素であるので、必要に応じて含有できる。しかし、
Ｍｏ含有量が０．０１％未満では上記効果が得られず、
一方、Ｍｏ含有量が２．０％を超えるとその効果が飽和
するばかりか、溶接性、靭性を損なうようになる。従っ
て、Ｍｏを添加する場合にはその含有量を０．０１％以
上２．０％以下とする。なお、ＭｏとＷとを複合添加す
る場合には、単独添加の場合に比べて鋼の強度が一段と
向上し、特に高温クリープ破断強度が改善される。
【００２６】Ｗは、固溶による強化作用と微細炭化物の
析出による強化作用を発揮するので、クリープ破断強度
の向上に有効な元素であるが、Ｗ含有量が０．０１％未
満ではこれらの効果は得られない。一方、Ｗ含有量が
３．０％を超えると鋼が著しく硬化し、靭性、加工性、
溶接性を損なう。従って、Ｗを添加する場合にはその含
有量を０．０１以上３．０％以下とした。なお、ＷはＭ
ｏと複合添加することによって鋼の強度向上効果が顕著
化することは既に述べた通りである。
析出による強化作用を発揮するので、クリープ破断強度
の向上に有効な元素であるが、Ｗ含有量が０．０１％未
満ではこれらの効果は得られない。一方、Ｗ含有量が
３．０％を超えると鋼が著しく硬化し、靭性、加工性、
溶接性を損なう。従って、Ｗを添加する場合にはその含
有量を０．０１以上３．０％以下とした。なお、ＷはＭ
ｏと複合添加することによって鋼の強度向上効果が顕著
化することは既に述べた通りである。
【００２７】Ｐ、Ｓ、Ｏは、不可避的不純物とし鋼中に
混入されるが、Ｐ，Ｓは強度を低下させ、Ｏは酸化物と
して析出して靭性を低下させるので、本発明鋼では、そ
れぞれ上限値を０．０３０％、０．０１０％、０．０２
０％と制限した。
混入されるが、Ｐ，Ｓは強度を低下させ、Ｏは酸化物と
して析出して靭性を低下させるので、本発明鋼では、そ
れぞれ上限値を０．０３０％、０．０１０％、０．０２
０％と制限した。
【００２８】以下が本発明鋼の基本成分およびその含有
量の限定理由であるが、本発明では、本発明鋼の基本特
性を損なうことなく、さらに、機械特性を改善させるた
めに以下のような成分を目的に応じて選択的に添加する
ことができる。
量の限定理由であるが、本発明では、本発明鋼の基本特
性を損なうことなく、さらに、機械特性を改善させるた
めに以下のような成分を目的に応じて選択的に添加する
ことができる。
【００２９】ＮｂおよびＶは、何れも本発明鋼の高温長
時間側のクリープ破断強度を向上させるために有効な元
素であり、これらの成分のうちの１種または２種を以下
の含有量で添加することができる。
時間側のクリープ破断強度を向上させるために有効な元
素であり、これらの成分のうちの１種または２種を以下
の含有量で添加することができる。
【００３０】Ｔｉは、Ｃおよび／またはＮと結合してＴ
ｉ（Ｃ，Ｎ）の炭窒化物を形成するが、特に、Ｎとの結
合力が強いため、固溶Ｎの固定に有効である。後述する
ようにＢも固溶Ｎを固定する作用を有しているが、Ｃと
の結合形態はＴｉとは大きく異なる。即ち、ＢはＦｅ，
Ｃｒ，Ｗを主要成分とする炭化物中に偏析しやすく、過
剰のＢが存在する場合にはこれら炭化物の凝集粗大化を
促進する場合がある。これに対し、ＴｉはＣと単独に結
合すると共にＴｉＮと複合析出するが、それ以上凝集粗
大化が進むことはない。従って、Ｔｉは、Ｎを有効に固
定し、同時に炭化物の相安定性に影響しない点で好まし
い。このようなＴｉの作用を利用して固溶Ｎ量を抑える
ことにより焼入れ性を向上させ、靭性、クリ−プ強度を
向上させるためには、Ｔｉを０．００１％以上添加する
必要がある。一方、その含有量が０．０５％を超えると
Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）の析出量が多くなって靭性が著しく損な
われるようになる。従って、Ｔｉの含有量は０．００１
〜０．０５％とする。
ｉ（Ｃ，Ｎ）の炭窒化物を形成するが、特に、Ｎとの結
合力が強いため、固溶Ｎの固定に有効である。後述する
ようにＢも固溶Ｎを固定する作用を有しているが、Ｃと
の結合形態はＴｉとは大きく異なる。即ち、ＢはＦｅ，
Ｃｒ，Ｗを主要成分とする炭化物中に偏析しやすく、過
剰のＢが存在する場合にはこれら炭化物の凝集粗大化を
促進する場合がある。これに対し、ＴｉはＣと単独に結
合すると共にＴｉＮと複合析出するが、それ以上凝集粗
大化が進むことはない。従って、Ｔｉは、Ｎを有効に固
定し、同時に炭化物の相安定性に影響しない点で好まし
い。このようなＴｉの作用を利用して固溶Ｎ量を抑える
ことにより焼入れ性を向上させ、靭性、クリ−プ強度を
向上させるためには、Ｔｉを０．００１％以上添加する
必要がある。一方、その含有量が０．０５％を超えると
Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）の析出量が多くなって靭性が著しく損な
われるようになる。従って、Ｔｉの含有量は０．００１
〜０．０５％とする。
【００３１】Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｏは、いずれも強力なオー
ステナイト安定化元素であり、特に大量のフェライト安
定化元素、すなわちＣｒ、Ｗ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｓｉ等を添
加する場合において、焼入れ組織もしくは焼入れ・焼き
もどし組織を得るために必要であり、かつ有用である。
これらの効果に加えてＣｕは高温耐食性の向上、Ｎｉは
靭性の向上、Ｃｏは強度の向上にそれぞれ効果がある。
Ｃｕ、ＮｉおよびＣｏのうちの１種または２種以上の含
有量の総量が０．１％以下では上記効果が不十分であ
り、４．０％を超えて添加する場合には、粗大な金属間
化合物の析出もしくは粒界への偏析に起因する脆化が避
けられない。従って、Ｃｕ、ＮｉおよびＣｏのうちの１
種または２種以上を添加する場合の含有量の総量は０．
１％以上４．０％以下とした。
ステナイト安定化元素であり、特に大量のフェライト安
定化元素、すなわちＣｒ、Ｗ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｓｉ等を添
加する場合において、焼入れ組織もしくは焼入れ・焼き
もどし組織を得るために必要であり、かつ有用である。
これらの効果に加えてＣｕは高温耐食性の向上、Ｎｉは
靭性の向上、Ｃｏは強度の向上にそれぞれ効果がある。
Ｃｕ、ＮｉおよびＣｏのうちの１種または２種以上の含
有量の総量が０．１％以下では上記効果が不十分であ
り、４．０％を超えて添加する場合には、粗大な金属間
化合物の析出もしくは粒界への偏析に起因する脆化が避
けられない。従って、Ｃｕ、ＮｉおよびＣｏのうちの１
種または２種以上を添加する場合の含有量の総量は０．
１％以上４．０％以下とした。
【００３２】Ｌａ、Ｃａ、Ｙ、Ｃｅ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｈ
ｆ、Ｒｅ、Ｐｔ、Ｉｒ、Ｐｄ、Ｓｂの元素は、不可避不
純物元素（Ｐ、Ｓ、Ｏ）とそれらの析出物（介在物）の
形態制御を目的として必要に応じて添加される。これら
の元素のうち１種または２種以上を総量で０．００１％
以上添加することによって上記不可避不純物を安定で無
害な析出物として固定し、強度と靭性を向上させること
ができる。その含有量の総量が０．００１％未満では上
記の効果が充分に得られず、０．２％を超えると介在物
が増加し、かえって靭性を損なうので、これらの１種ま
たは２種以上の含有量の総量を０．００１〜０．２％と
する。
ｆ、Ｒｅ、Ｐｔ、Ｉｒ、Ｐｄ、Ｓｂの元素は、不可避不
純物元素（Ｐ、Ｓ、Ｏ）とそれらの析出物（介在物）の
形態制御を目的として必要に応じて添加される。これら
の元素のうち１種または２種以上を総量で０．００１％
以上添加することによって上記不可避不純物を安定で無
害な析出物として固定し、強度と靭性を向上させること
ができる。その含有量の総量が０．００１％未満では上
記の効果が充分に得られず、０．２％を超えると介在物
が増加し、かえって靭性を損なうので、これらの１種ま
たは２種以上の含有量の総量を０．００１〜０．２％と
する。
【００３３】本発明は、上記のようにＣｒ含有量が３．
５％以下の低Ｃｒフェライト系低合金ボイラ用鋼管の成
分を規定すると共に、さらに、従来の高強度低Ｃｒフェ
ライト系低合金鋼管には例のない金属組織中のフェライ
ト分率が２０％以上８０％以下であることを重要な要件
とする。
５％以下の低Ｃｒフェライト系低合金ボイラ用鋼管の成
分を規定すると共に、さらに、従来の高強度低Ｃｒフェ
ライト系低合金鋼管には例のない金属組織中のフェライ
ト分率が２０％以上８０％以下であることを重要な要件
とする。
【００３４】図1は、金属組織中のフェライト分率と５
５０℃および６００℃×１０万時間のクリープ破断強度
との関係を示すグラフである。
５０℃および６００℃×１０万時間のクリープ破断強度
との関係を示すグラフである。
【００３５】なお、５５０℃および６００℃×１０万時
間のクリープ破断強度は、５５０℃および６００℃で最
長１５０００hrのクリープ破断試験を行い、これら試験
データを外挿して５５０℃および６００℃×１０万時間
のクリープ破断強度を求めた。この図１から、金属組織
中のフェライト分率が２０％未満では、金属組織中の可
動転位密度が大きく、そのために初期の強度は良好にも
かかわらず、高温・長時間での使用環境下で極度のクリ
ープ強度低下が見られる。一方、金属組織中のフェライ
ト分率が８０％を越える場合では、高温長時間での使用
環境下における初期強度からの顕著なクリープ強度の低
下はみられないものの、初期強度自体が著しく低くなる
ため、結果的に充分な高温・長時間側クリープ強度は得
られなくなる。したがって、本発明では、充分な高温・
長時間側クリープ強度を得るために金属組織中のフェラ
イト分率を２０％以上８０％以下となるようにを規定す
る。
間のクリープ破断強度は、５５０℃および６００℃で最
長１５０００hrのクリープ破断試験を行い、これら試験
データを外挿して５５０℃および６００℃×１０万時間
のクリープ破断強度を求めた。この図１から、金属組織
中のフェライト分率が２０％未満では、金属組織中の可
動転位密度が大きく、そのために初期の強度は良好にも
かかわらず、高温・長時間での使用環境下で極度のクリ
ープ強度低下が見られる。一方、金属組織中のフェライ
ト分率が８０％を越える場合では、高温長時間での使用
環境下における初期強度からの顕著なクリープ強度の低
下はみられないものの、初期強度自体が著しく低くなる
ため、結果的に充分な高温・長時間側クリープ強度は得
られなくなる。したがって、本発明では、充分な高温・
長時間側クリープ強度を得るために金属組織中のフェラ
イト分率を２０％以上８０％以下となるようにを規定す
る。
【００３６】なお、本発明鋼管の母材組織におけるフェ
ライト以外の組織は、マルテンサイト、ベイナイト組織
およびパーライト組織である。
ライト以外の組織は、マルテンサイト、ベイナイト組織
およびパーライト組織である。
【００３７】金属組織中のフェライト分率を２０％以上
８０％以下に制御する方法は、本発明で規定する前記成
分組成の鋼材を用いて造管した後、焼入れ、または焼な
らしのいずれかを行った後、さらに、焼き戻しを行い、
かつ、前記焼入れ、または焼ならし後の冷却速度をフェ
ライト分率が２０％以上８０％以下となるように制御す
ることによって可能である。具体的には、例えば、実際
の鋼材成分および板厚に応じて事前に図２に示すＣＣＴ
曲線図を作成し、フェライトノーズを横切り、かつフェ
ライト分率が２０％以上８０％以下となるような所定の
冷却速度（図２の曲線ｂと曲線ｃの間）を見出し、焼入
れまたは焼ならし後に、この冷却速度で冷却することに
よって実施できる。合金元素が比較的多く焼き入れ性が
高い成分系では、マルテンサイト、ベイナイトおよびパ
ーライトが主体の組織となるため、本発明が規定するフ
ェライト分率が得られる冷却速度は、従来の焼入れ、ま
たは焼ならし後の冷却時の冷却速度に比べ遅いものとな
る。
８０％以下に制御する方法は、本発明で規定する前記成
分組成の鋼材を用いて造管した後、焼入れ、または焼な
らしのいずれかを行った後、さらに、焼き戻しを行い、
かつ、前記焼入れ、または焼ならし後の冷却速度をフェ
ライト分率が２０％以上８０％以下となるように制御す
ることによって可能である。具体的には、例えば、実際
の鋼材成分および板厚に応じて事前に図２に示すＣＣＴ
曲線図を作成し、フェライトノーズを横切り、かつフェ
ライト分率が２０％以上８０％以下となるような所定の
冷却速度（図２の曲線ｂと曲線ｃの間）を見出し、焼入
れまたは焼ならし後に、この冷却速度で冷却することに
よって実施できる。合金元素が比較的多く焼き入れ性が
高い成分系では、マルテンサイト、ベイナイトおよびパ
ーライトが主体の組織となるため、本発明が規定するフ
ェライト分率が得られる冷却速度は、従来の焼入れ、ま
たは焼ならし後の冷却時の冷却速度に比べ遅いものとな
る。
【００３８】また、本発明では、上記フェライト分率の
規定に加えて、さらに、金属間化合物の析出総量を０．
５質量％以上とすることにより、金属組織中のフェライ
ト分率が高い場合の強度の低下分を補完し初期強度を高
め、一層の高温・長時間クリープ特性の向上が可能とな
る。
規定に加えて、さらに、金属間化合物の析出総量を０．
５質量％以上とすることにより、金属組織中のフェライ
ト分率が高い場合の強度の低下分を補完し初期強度を高
め、一層の高温・長時間クリープ特性の向上が可能とな
る。
【００３９】図３に金属組織中のフェライト分率が一定
での金属間化合物の析出総量と５５０℃および６００℃
の１０万時間推定クリープ破断強度との関係を示す。
での金属間化合物の析出総量と５５０℃および６００℃
の１０万時間推定クリープ破断強度との関係を示す。
【００４０】なお、金属間化合物とは、本発明の成分系
では、Ｍｏ、Ｗ、ＮｉおよびＣｕのうちの何れか１種ま
たは２種以上とＦｅとからなる化合物であり、この中で
特にＦｅ２ＭｏおよびＦｅ２Ｗなどが多く存在する。こ
れらの金属間化合物の析出総量が０．５質量％未満の場
合には、金属間化合物による強化機能が低下し初期強度
が著しく低くなるため、結果的に高温・長時間でのクリ
ープ強度が低下する。したがって、本発明では、初期強
度を向上させ、高温・長時間クリープ特性をより向上さ
せるために、金属組織中の金属間化合物の析出総量を
０．５質量％以上にする。
では、Ｍｏ、Ｗ、ＮｉおよびＣｕのうちの何れか１種ま
たは２種以上とＦｅとからなる化合物であり、この中で
特にＦｅ２ＭｏおよびＦｅ２Ｗなどが多く存在する。こ
れらの金属間化合物の析出総量が０．５質量％未満の場
合には、金属間化合物による強化機能が低下し初期強度
が著しく低くなるため、結果的に高温・長時間でのクリ
ープ強度が低下する。したがって、本発明では、初期強
度を向上させ、高温・長時間クリープ特性をより向上さ
せるために、金属組織中の金属間化合物の析出総量を
０．５質量％以上にする。
【００４１】金属組織中の金属間化合物の析出総量を
０．５質量％以上にする方法は、本発明で規定する前記
成分組成の鋼材を用いて造管した後、焼入れ、または焼
ならしを行った後、さらに、焼き戻しを、図４の金属間
化合物の析出曲線図に示すような焼戻し加熱温度が５０
０〜８００℃、保持時間が５分以上となるように行うこ
とで可能となる。本発明では、金属間化合物の析出量お
よびそれによる析出強化機構を安定して得るために、焼
戻し加熱温度の下限を５O０℃とし、強度確保および鋼
材の変態点（Ａｃ3）以下とするために、その上限を８
００℃とする。
０．５質量％以上にする方法は、本発明で規定する前記
成分組成の鋼材を用いて造管した後、焼入れ、または焼
ならしを行った後、さらに、焼き戻しを、図４の金属間
化合物の析出曲線図に示すような焼戻し加熱温度が５０
０〜８００℃、保持時間が５分以上となるように行うこ
とで可能となる。本発明では、金属間化合物の析出量お
よびそれによる析出強化機構を安定して得るために、焼
戻し加熱温度の下限を５O０℃とし、強度確保および鋼
材の変態点（Ａｃ3）以下とするために、その上限を８
００℃とする。
【００４２】焼入れ、または焼ならしの処理条件は、特
に規定する必要はないが、Ｎｂなどの添加合金元素を十
分に固溶させるために、焼き入れおよびならしのいずれ
の加熱温度もＡｃ3以上、好ましくは、８５０〜１２５
０℃とし、その保持時間は、鋼材の均熱を完了させるた
めに５分以上とするのが、望ましい。
に規定する必要はないが、Ｎｂなどの添加合金元素を十
分に固溶させるために、焼き入れおよびならしのいずれ
の加熱温度もＡｃ3以上、好ましくは、８５０〜１２５
０℃とし、その保持時間は、鋼材の均熱を完了させるた
めに５分以上とするのが、望ましい。
【００４３】
【実施例】以下に、本発明の効果を実施例を用いて説明
する。
する。
【００４４】表１、表３（表１のつづき）、表５（表
２）、表７（表２のつづき）に示す化学成分の鋼を１５
０kg真空溶解炉で溶解し、鋳造してインゴットを得た
後、そのインゴットを１１００〜１３００℃で加熱後、
圧延終了温度が９００〜１０００℃になるような圧延を
行い、厚さ２、４、６、８および１０mmの鋼板を得た。
さらに、これらの鋼板を造管して、外径５０．８ｍｍの
鋼管を得た後、表２（表１のつづき）、表４（表１のつ
づき）、表６（表２のつづき）、表８（表２のつづ
き）、表１０（表２のつづき）に示す条件で焼入れ焼戻
し、または、焼ならし焼戻し処理を施した。
２）、表７（表２のつづき）に示す化学成分の鋼を１５
０kg真空溶解炉で溶解し、鋳造してインゴットを得た
後、そのインゴットを１１００〜１３００℃で加熱後、
圧延終了温度が９００〜１０００℃になるような圧延を
行い、厚さ２、４、６、８および１０mmの鋼板を得た。
さらに、これらの鋼板を造管して、外径５０．８ｍｍの
鋼管を得た後、表２（表１のつづき）、表４（表１のつ
づき）、表６（表２のつづき）、表８（表２のつづ
き）、表１０（表２のつづき）に示す条件で焼入れ焼戻
し、または、焼ならし焼戻し処理を施した。
【００４５】熱処理後の各鋼管から試験片を採取し、母
材特性は、クリープ破断試験により評価した。なお、ク
リープ破断試験はφ６mm×ＧＬ３０mmの引張試験片を用
い、５５０℃および６００℃で最長１５０００hrの試験
を行い、そのデータから外挿して５５０℃および６００
℃×１０万時間のクリープ破断強度を求めた。
材特性は、クリープ破断試験により評価した。なお、ク
リープ破断試験はφ６mm×ＧＬ３０mmの引張試験片を用
い、５５０℃および６００℃で最長１５０００hrの試験
を行い、そのデータから外挿して５５０℃および６００
℃×１０万時間のクリープ破断強度を求めた。
【００４６】また、金属組織中のフェライト分率は、光
学顕微鏡を用いた組織観察を１０カ所以上行い、組織写
真を画像処理することによって測定した。
学顕微鏡を用いた組織観察を１０カ所以上行い、組織写
真を画像処理することによって測定した。
【００４７】また、金属間化合物の析出総量は抽出残渣
分析によって測定された。なお、抽出残渣分析時に用い
るフィルターのメッシュサイズは約１μｍであり、溶媒
抽出後に得られた析出物を蛍光Ｘ線にて元素分析し、か
つＸ線回折によって析出物の同定を行った。
分析によって測定された。なお、抽出残渣分析時に用い
るフィルターのメッシュサイズは約１μｍであり、溶媒
抽出後に得られた析出物を蛍光Ｘ線にて元素分析し、か
つＸ線回折によって析出物の同定を行った。
【００４８】表１〜表１０（表２のつづき）には化学成
分、組織および熱処理条件が本発明範囲内である発明例
の評価結果、また表９（表３）、表１０（表３のつづ
き）には化学成分、組織および熱処理条件のうちの少な
くとも何れかが本発明範囲から外れている比較例を示
す。
分、組織および熱処理条件が本発明範囲内である発明例
の評価結果、また表９（表３）、表１０（表３のつづ
き）には化学成分、組織および熱処理条件のうちの少な
くとも何れかが本発明範囲から外れている比較例を示
す。
【００４９】本発明例（No．１〜８８）は、５５０℃お
よび６００℃×１０万時間のクリープ破断強度特性が充
分高く高温・長時間クリープ強度に優れていることが判
る。
よび６００℃×１０万時間のクリープ破断強度特性が充
分高く高温・長時間クリープ強度に優れていることが判
る。
【００５０】比較鋼の鋼番１０６および１２１は、Ｓｉ
含有量が０．０１％未満であり鋼の耐水蒸気酸化特性が
不十分となり、また、鋼番１０３、１１０および１１７
は、Ｓｉ含有量が１．０％を超えているため靭性が著し
く低下し粒界脆化が発生し、その結果何れもクリープ破
断強度が低下した。
含有量が０．０１％未満であり鋼の耐水蒸気酸化特性が
不十分となり、また、鋼番１０３、１１０および１１７
は、Ｓｉ含有量が１．０％を超えているため靭性が著し
く低下し粒界脆化が発生し、その結果何れもクリープ破
断強度が低下した。
【００５１】比較鋼の鋼番１０４、１１１および１１８
は、Ｍｎ含有量が０．１０％未満であり、充分な初期強
度を得ることができずクリープ破断強度が低下し、鋼番
１０７、１１２、１１５および１２２は、Ｍｎ含有量が
２．０％を超えているためクリープ破断強度が低下し
た。なお、比較鋼の鋼番１１１および１１８の場合は、
金属間化合物の析出総量が０．５％未満となり、初期ク
リープ強度自体が低くなり、その結果、長時間クリープ
強度も著しく低下する。
は、Ｍｎ含有量が０．１０％未満であり、充分な初期強
度を得ることができずクリープ破断強度が低下し、鋼番
１０７、１１２、１１５および１２２は、Ｍｎ含有量が
２．０％を超えているためクリープ破断強度が低下し
た。なお、比較鋼の鋼番１１１および１１８の場合は、
金属間化合物の析出総量が０．５％未満となり、初期ク
リープ強度自体が低くなり、その結果、長時間クリープ
強度も著しく低下する。
【００５２】比較鋼の鋼番１０５、１０８、１１２、１
１６および１１９は、Ｃｒ含有量が０．５％未満であ
り、低合金鋼の耐酸化性と高温耐食性の充分な向上作用
が得られず鋼材が減肉してクリープ破断強度が低下し、
鋼番１０２は、Ｃｒ含有量が３．５％を超えているた
め、靭性が低くなり粒界脆化し、いずれもクリープ破断
強度が低下した。なお、特に上記比較鋼の鋼番１０５の
場合は、金属組織中のフェライト分率が２０％未満とな
ったため、可動転位密度が大きくなり、長時間クリープ
中の強度低下が著しかった。
１６および１１９は、Ｃｒ含有量が０．５％未満であ
り、低合金鋼の耐酸化性と高温耐食性の充分な向上作用
が得られず鋼材が減肉してクリープ破断強度が低下し、
鋼番１０２は、Ｃｒ含有量が３．５％を超えているた
め、靭性が低くなり粒界脆化し、いずれもクリープ破断
強度が低下した。なお、特に上記比較鋼の鋼番１０５の
場合は、金属組織中のフェライト分率が２０％未満とな
ったため、可動転位密度が大きくなり、長時間クリープ
中の強度低下が著しかった。
【００５３】比較鋼の鋼番１０１は、Ｃ含有量が０．０
１％未満であり、炭化物の析出が不十分とるると共に、
δフェライト量が多くなり過ぎて初期強度とクリープ強
度が低下した。鋼番１１３、１１４、１１９、１２０お
よび１２２は、Ｃ含有量が０．２０％を超えているため
に、炭化物が過剰に析出し、鋼が著しく硬化して加工性
と溶接性が低下し、その結果、クリープ破断強度が低下
した。
１％未満であり、炭化物の析出が不十分とるると共に、
δフェライト量が多くなり過ぎて初期強度とクリープ強
度が低下した。鋼番１１３、１１４、１１９、１２０お
よび１２２は、Ｃ含有量が０．２０％を超えているため
に、炭化物が過剰に析出し、鋼が著しく硬化して加工性
と溶接性が低下し、その結果、クリープ破断強度が低下
した。
【００５４】比較例の鋼番１０９と１２４は、金属組織
中のフェライト分率が８０％よりも大きいため、初期ク
リープ強度自体が低く、その結果、長時間クリープ強度
も著しく低下する。
中のフェライト分率が８０％よりも大きいため、初期ク
リープ強度自体が低く、その結果、長時間クリープ強度
も著しく低下する。
【００５５】比較鋼の鋼番１２３は、熱処理時の冷却速
度が大きかったため、金属組織中のフェライト分率が２
０％未満となったため、可動転位密度が大きくなり、長
時間クリープ中の強度低下が顕著だった。
度が大きかったため、金属組織中のフェライト分率が２
０％未満となったため、可動転位密度が大きくなり、長
時間クリープ中の強度低下が顕著だった。
【００５６】比較鋼の鋼番１２５は、フェライト分率が
本発明範囲内ではあるが高目であるため金属間化合物析
出サイトの転位が少なく、かつ金属間化合物形成元素の
ＭｏとＷ添加量が少ないため、金属間化合物析出量が少
なく、そのため長時間クリープ強度の低下が顕著だっ
た。
本発明範囲内ではあるが高目であるため金属間化合物析
出サイトの転位が少なく、かつ金属間化合物形成元素の
ＭｏとＷ添加量が少ないため、金属間化合物析出量が少
なく、そのため長時間クリープ強度の低下が顕著だっ
た。
【００５７】比較鋼の鋼番１２６、１２７、１２８は、
種々な冷却速度にも係わらず、いずれもフェライトノー
ズを横切る様な冷速のため、フェライト分率が本発明範
囲から高く外れるか、またはフェライト分率が本発明範
囲内ではあるが高目であり金属間化合物析出サイトが少
ないため、析出量が少なくその結果長時間クリープ強度
の低下が見られた。
種々な冷却速度にも係わらず、いずれもフェライトノー
ズを横切る様な冷速のため、フェライト分率が本発明範
囲から高く外れるか、またはフェライト分率が本発明範
囲内ではあるが高目であり金属間化合物析出サイトが少
ないため、析出量が少なくその結果長時間クリープ強度
の低下が見られた。
【００５８】
【表１】
【００５９】
【表２】
【００６０】
【表３】
【００６１】
【表４】
【００６２】
【表５】
【００６３】
【表６】
【００６４】
【表７】
【００６５】
【表８】
【００６６】
【表９】
【００６７】
【表１０】
【００６８】
【発明の効果】以上のように本発明によれば、従来高強
度低Ｃｒフェライト系低合金鋼管に比べて高温・高圧環
境下でのクリープ破断強度に優れたボイラ用鋼管を得る
ことができるため、ボイラ鋼管の耐久性の向上及びメン
テナンスコストの低減可能となる。
度低Ｃｒフェライト系低合金鋼管に比べて高温・高圧環
境下でのクリープ破断強度に優れたボイラ用鋼管を得る
ことができるため、ボイラ鋼管の耐久性の向上及びメン
テナンスコストの低減可能となる。
【図１】金属組織中のフェライト分率と５５０℃および
６００℃×１０万時間のクリープ破断強度との関係を示
すグラフである。
６００℃×１０万時間のクリープ破断強度との関係を示
すグラフである。
【図２】ＣＣＴ曲線図である。
【図３】金属組織中の金属間化合物の析出総量と５５０
℃および６００℃×１０万時間のクリープ破断強度との
関係を示すグラフである。
℃および６００℃×１０万時間のクリープ破断強度との
関係を示すグラフである。
【図４】金属間化合物の析出曲線図である。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考）
Ｃ２２Ｃ 38/60 Ｃ２２Ｃ 38/60
Ｆターム(参考） 4K042 AA06 BA00 BA01 CA01 CA02
CA03 CA04 CA05 CA06 CA08
CA09 CA10 CA12 CA13 CA14
DA01 DA02 DA04 DC02 DC03
Claims (12)
- 【請求項１】 質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２０％、
Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．１０〜２．０
％、Ｃｒ：０．５〜３．５％、Ｂ：０．０００３〜０．
０１％、Ｎ：０．００１〜０．０８％、Ａｌ：０．００
０５〜０．０１％を含有し、Ｍｏ：０．０１〜２．０％
およびＷ：０．０１〜３．０％のうちの１種または２種
を含有し、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０％以
下、Ｏ：０．０２０％以下に制限し、残部がＦｅおよび
不可避不純物からなり、かつ組織中のフェライト分率が
２０％以上８０％以下であることを特徴とする長時間ク
リープ特性に優れた高強度低Ｃｒフェライト系ボイラ用
鋼管。 - 【請求項２】 さらに、Ｍｏ、Ｗ、ＮｉおよびＣｕのう
ちの何れか１種または２種以上とＦｅとからなる金属間
化合物の析出総量が０．５質量％であることを特徴とす
る請求項１に記載の長時間クリープ特性に優れた高強度
低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼管。 - 【請求項３】 質量％で、さらに、Ｎｂ：０．００１〜
０．５％およびＶ：０．０２〜１．０％のうちの１種ま
たは２種を含有することを特徴とする請求項１または２
に記載の長時間クリープ特性に優れた高強度低Ｃｒフェ
ライト系ボイラ用鋼管。 - 【請求項４】 質量％で、さらに、Ｔｉ：０．００１〜
０．０５％を含有することを特徴とする請求項１から３
のいずれか１項に記載の長時間クリープ特性に優れた高
強度低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼管。 - 【請求項５】 質量％で、さらに、Ｃｕ、ＮｉおよびＣ
ｏのうちの１種または２種以上を総量で０．１〜４．０
％含有することを特徴とする請求項１から４のいずれか
１項に記載の長時間クリープ特性に優れた高強度低Ｃｒ
フェライト系ボイラ用鋼管。 - 【請求項６】 質量％で、さらに、Ｌａ、Ｃａ、Ｙ、Ｃ
ｅ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｒｅ、Ｐｔ、Ｉｒ、Ｐｄおよび
Ｓｂのうちの１種または２種以上を総量で００１〜０．
２％含有することを特徴とする請求項１から５のいずれ
か１項に記載の長時間クリープ特性に優れた高強度低Ｃ
ｒフェライト系ボイラ用鋼管。 - 【請求項７】 質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２０％、
Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．１０〜２．０
％、Ｃｒ：０．５〜３．５％、Ｂ：０．０００３〜０．
０１％、Ｎ：０．００１〜０．０８％、Ａｌ：０．００
０５〜０．０１％を含有し、Ｍｏ：０．０１〜２．０％
およびＷ：０．０１〜３．０％のうちの１種または２種
を含有し、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０％以
下、Ｏ：０．０２０％以下に制限し、残部がＦｅおよび
不可避不純物からなる鋼材を用いて造管後、焼入れ、ま
たは焼ならしを行った後、さらに、焼き戻しを行い、か
つ、前記焼入れ、または焼ならし後の冷却をフェライト
分率が２０％以上８０％以下となる冷却速度で行うこと
を特徴とする長時間クリープ特性に優れた高強度低Ｃｒ
フェライト系ボイラ用鋼管の製造方法。 - 【請求項８】 前記焼き戻しを、焼戻し加熱温度が５０
０〜８００℃、保持時間が５分以上で行うことを特徴と
する請求項７に記載の長時間クリープ特性に優れた高強
度低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼管の製造方法。 - 【請求項９】 前記鋼材中に、質量％で、さらに、Ｎ
ｂ：０．００１〜０．５％およびＶ：０．０２〜１．０
％のうちの１種または２種を含有することを特徴とする
請求項７または８に記載の長時間クリープ特性に優れた
高強度低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼管の製造方法。 - 【請求項１０】 質量％で、さらに、Ｔｉ：０．００１
〜０．０５％を含有することを特徴とする請求項７から
９の何れか１項に記載の長時間クリープ特性に優れた高
強度低Ｃｒフェライト系用鋼管の製造方法。 - 【請求項１１】 質量％で、さらに、Ｃｕ、Ｎｉおよび
Ｃｏのうちの１種または２種以上を総量で０．１〜２．
０％含有することを特徴とする請求項７から１０のいず
れか１項に記載の長時間クリープ特性に優れた高強度低
Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼管の製造方法。 - 【請求項１２】 質量％で、さらに、Ｌａ、Ｃａ、Ｙ、
Ｃｅ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｒｅ、Ｐｔ、Ｉｒ、Ｐｄおよ
びＳｂのうちの１種または２種以上を総量で００１〜
０．２％含有することを特徴とする請求項７から１１の
いずれか１項に記載の長時間クリープ特性に優れた高強
度低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼管の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2002091904A JP4009124B2 (ja) | 2002-03-28 | 2002-03-28 | 長時間クリープ特性に優れた高強度低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼管およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
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|---|---|---|---|
| JP2002091904A JP4009124B2 (ja) | 2002-03-28 | 2002-03-28 | 長時間クリープ特性に優れた高強度低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼管およびその製造方法 |
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|---|---|
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| JP4009124B2 JP4009124B2 (ja) | 2007-11-14 |
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| JP2002091904A Expired - Fee Related JP4009124B2 (ja) | 2002-03-28 | 2002-03-28 | 長時間クリープ特性に優れた高強度低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼管およびその製造方法 |
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|---|---|---|---|---|
| JP2005290526A (ja) * | 2004-04-05 | 2005-10-20 | Nippon Steel Corp | 耐溶接部再熱割れ性に優れたフェライト系電縫ボイラ鋼管および製造法 |
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| CN103774053A (zh) * | 2013-12-19 | 2014-05-07 | 马鞍山市方圆材料工程有限公司 | 一种复合轧辊表面层用高硬度合金钢材料及其制备方法 |
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-
2002
- 2002-03-28 JP JP2002091904A patent/JP4009124B2/ja not_active Expired - Fee Related
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