JP2003301242A - 高Ｃｒ−Ｎｉ系耐熱鋼および耐クリープ特性に優れた高温用部材の製造方法 - Google Patents
高Ｃｒ−Ｎｉ系耐熱鋼および耐クリープ特性に優れた高温用部材の製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 本発明は６００〜７５０℃でのクリープ特性
に優れた高Ｃｒ系耐熱鋼およびその製造方法を提供す
る。 【解決手段】 質量％で、Ｃｒ：７〜１５％、Ｎｉ：３
〜８％を含有するマルテンサイト組織鋼、好ましくは質
量％で、Ｃ：０．００１〜０．１％、Ｓｉ：０．０１〜
０．４％、Ｍｎ：１．５％以下、Ｓ：０．０１５％以
下、Ｃｒ：７〜１５％、Ｃｕ：５％以下、Ｎｉ：３〜８
％、Ｍｏ：２．５％以下、Ｗ：５％以下、Ａｌ：０．０
０３〜０．０４％、Ｎ：０．００５〜０．１％、必要に
応じてＮｂ：０．０１〜０．１％、Ｖ：０．１〜０．５
％、Ｔｉ：０．２％以下、Ｂ：０．００５％以下の一種
または二種以上、残部Ｆｅおよび不可避的不純物のマル
テンサイト組織鋼であって、更に好ましくは残留オース
テナイトを含有する鋼であって、熱間圧延後、８５０〜
１２５０℃で焼準し、好ましくは焼準後二相域再加熱を
行う。
に優れた高Ｃｒ系耐熱鋼およびその製造方法を提供す
る。 【解決手段】 質量％で、Ｃｒ：７〜１５％、Ｎｉ：３
〜８％を含有するマルテンサイト組織鋼、好ましくは質
量％で、Ｃ：０．００１〜０．１％、Ｓｉ：０．０１〜
０．４％、Ｍｎ：１．５％以下、Ｓ：０．０１５％以
下、Ｃｒ：７〜１５％、Ｃｕ：５％以下、Ｎｉ：３〜８
％、Ｍｏ：２．５％以下、Ｗ：５％以下、Ａｌ：０．０
０３〜０．０４％、Ｎ：０．００５〜０．１％、必要に
応じてＮｂ：０．０１〜０．１％、Ｖ：０．１〜０．５
％、Ｔｉ：０．２％以下、Ｂ：０．００５％以下の一種
または二種以上、残部Ｆｅおよび不可避的不純物のマル
テンサイト組織鋼であって、更に好ましくは残留オース
テナイトを含有する鋼であって、熱間圧延後、８５０〜
１２５０℃で焼準し、好ましくは焼準後二相域再加熱を
行う。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は火力発電設備や原子
力発電設備のボイラなどに用いられる高Ｃｒ系耐熱鋼に
関し、特に６００℃以上の高温におけるクリープ特性と
耐水蒸気酸化性に優れたものに関する。
力発電設備のボイラなどに用いられる高Ｃｒ系耐熱鋼に
関し、特に６００℃以上の高温におけるクリープ特性と
耐水蒸気酸化性に優れたものに関する。
【０００２】
【従来の技術】近年、火力発電プラント等のボイラの蒸
気条件は高効率化を目的に高温、高圧化する傾向にあ
り、６５０℃、３５ＭＰａの超超臨界条件での運転も計
画されている。
気条件は高効率化を目的に高温、高圧化する傾向にあ
り、６５０℃、３５ＭＰａの超超臨界条件での運転も計
画されている。
【０００３】従来の蒸気条件に適合するボイラ用鋼とし
て従来から用いられている２．２５Ｃｒ−１Ｍｏ鋼など
の低合金鋼、９〜１２Ｃｒ系の高Ｃｒ系フェライト鋼、
オーステナイト系耐熱鋼のうち、低合金耐熱鋼やオース
テナイト系耐熱鋼は上記の超超臨界条件ではいずれも十
分な特性が得られず、超超臨界圧ボイラ用として９〜１
２Ｃｒ系の高Ｃｒ系フェライト鋼について開発が進めら
れている。
て従来から用いられている２．２５Ｃｒ−１Ｍｏ鋼など
の低合金鋼、９〜１２Ｃｒ系の高Ｃｒ系フェライト鋼、
オーステナイト系耐熱鋼のうち、低合金耐熱鋼やオース
テナイト系耐熱鋼は上記の超超臨界条件ではいずれも十
分な特性が得られず、超超臨界圧ボイラ用として９〜１
２Ｃｒ系の高Ｃｒ系フェライト鋼について開発が進めら
れている。
【０００４】例えば、２．２５Ｃｒ−１Ｍｏ鋼は、高温
強度、クリープ破断強度が９〜１２Ｃｒ系の高Ｃｒ系フ
ェライト鋼やオーステナイト系耐熱鋼に対し低く、耐水
蒸気酸化特性の観点から実質的に５５０℃が上限とされ
ている。
強度、クリープ破断強度が９〜１２Ｃｒ系の高Ｃｒ系フ
ェライト鋼やオーステナイト系耐熱鋼に対し低く、耐水
蒸気酸化特性の観点から実質的に５５０℃が上限とされ
ている。
【０００５】オーステナイト系耐熱鋼は６００℃以上の
高温においても優れた高温強度、クリープ破断強度強度
を有し、耐水蒸気酸化性も良好であるものの、熱膨張率
が高いため、起動停止の温度変化による酸化スケ−ル剥
離、耐熱疲労特性の低下、応力腐食割れの発生が懸念さ
れ、また高価であるため其の用途が制限されることも多
い。
高温においても優れた高温強度、クリープ破断強度強度
を有し、耐水蒸気酸化性も良好であるものの、熱膨張率
が高いため、起動停止の温度変化による酸化スケ−ル剥
離、耐熱疲労特性の低下、応力腐食割れの発生が懸念さ
れ、また高価であるため其の用途が制限されることも多
い。
【０００６】高Ｃｒ系フェライト鋼は固溶強化や析出強
化を利用し、高温特性を向上させるもので、９Ｃｒ−１
Ｍｏ鋼、改良９Ｃｒ−１Ｍｏ鋼、１２Ｃｒ鋼が６００℃
以上においてオーステナイト系耐熱鋼に匹敵する高温強
度、クリープ破断強度を有し、各種規格材として蒸気条
件が６００℃前後の超超臨界圧ボイラに用いられてい
る。
化を利用し、高温特性を向上させるもので、９Ｃｒ−１
Ｍｏ鋼、改良９Ｃｒ−１Ｍｏ鋼、１２Ｃｒ鋼が６００℃
以上においてオーステナイト系耐熱鋼に匹敵する高温強
度、クリープ破断強度を有し、各種規格材として蒸気条
件が６００℃前後の超超臨界圧ボイラに用いられてい
る。
【０００７】特開平３−９７８３２号公報、特開平５−
３１１３４２号公報には、高Ｃｒ系フェライト鋼におい
て微細炭化物の析出強化とＷの固溶強化によりクリープ
破断強度を向上させることが記載され、特開平５−３１
１３４５号公報には、Ｃｏ添加により微細析出物を安定
化させることが記載されている。
３１１３４２号公報には、高Ｃｒ系フェライト鋼におい
て微細炭化物の析出強化とＷの固溶強化によりクリープ
破断強度を向上させることが記載され、特開平５−３１
１３４５号公報には、Ｃｏ添加により微細析出物を安定
化させることが記載されている。
【０００８】特開２０００−２６９４０号公報にはＮｄ
（ネオジウム）添加により微細析出物を安定化させ、更
にＴａを添加し粒界強度を強化し、クリープ破断強度を
向上させることが記載されている。
（ネオジウム）添加により微細析出物を安定化させ、更
にＴａを添加し粒界強度を強化し、クリープ破断強度を
向上させることが記載されている。
【０００９】また、特開平７−６２４９７号公報、特開
２００１−１５８９４５号公報には金属間化合物の析出
を利用し、高温特性を向上させる技術が開示されてい
る。
２００１−１５８９４５号公報には金属間化合物の析出
を利用し、高温特性を向上させる技術が開示されてい
る。
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】上述したように従来技
術による高Ｃｒ系耐熱鋼の高温強度向上は炭化物や金属
間化合物の分散析出によるもののため、６００℃では優
れたクリープ破断強度強度が得られるもの、６５０℃の
長時間側においては炭化物の凝集、粗大化や組織の回復
によるクリープ破断強度の低下が懸念されてきた。
術による高Ｃｒ系耐熱鋼の高温強度向上は炭化物や金属
間化合物の分散析出によるもののため、６００℃では優
れたクリープ破断強度強度が得られるもの、６５０℃の
長時間側においては炭化物の凝集、粗大化や組織の回復
によるクリープ破断強度の低下が懸念されてきた。
【００１１】そこで、本発明は、６００〜７５０℃での
長時間クリープ特性および耐水蒸気酸化特性に優れた９
〜１２Ｃｒ系の高Ｃｒ系耐熱鋼およびその製造方法を提
供することを目的とする。
長時間クリープ特性および耐水蒸気酸化特性に優れた９
〜１２Ｃｒ系の高Ｃｒ系耐熱鋼およびその製造方法を提
供することを目的とする。
【００１２】
【課題を解決するための手段】本発明者等は、高Ｃｒ鋼
を対象にクリープ特性に及ぼす成分組成とミクロ組織の
影響について鋭意検討を行い、７〜１５％のＣｒ系組成
において３〜８％のＮｉを含有し、ミクロ組織を焼準組
織とした場合、６００〜７５０℃において優れた高温ク
リープ特性の得られることを知見した。
を対象にクリープ特性に及ぼす成分組成とミクロ組織の
影響について鋭意検討を行い、７〜１５％のＣｒ系組成
において３〜８％のＮｉを含有し、ミクロ組織を焼準組
織とした場合、６００〜７５０℃において優れた高温ク
リープ特性の得られることを知見した。
【００１３】また、従来の炭化物あるいは炭窒化物に替
わる強化方法として、熱的に安定であると考えられるＮ
ｉが濃化したオーステナイト相に着目し、高Ｃｒ系耐熱
鋼を焼準後、二相域に再加熱することでマルテンサイト
組織中にオーステナイトの逆変態を生じさせ、常温にお
いてオーステナイト相（残留オーステナイト）を微細に
分散させた組織とすることでクリープ特性を向上させる
ことを着想した。上述した鋼においてはオーステナイト
量を１〜３０％とした場合、高温クリープ特性が顕著に
向上することを見出した。
わる強化方法として、熱的に安定であると考えられるＮ
ｉが濃化したオーステナイト相に着目し、高Ｃｒ系耐熱
鋼を焼準後、二相域に再加熱することでマルテンサイト
組織中にオーステナイトの逆変態を生じさせ、常温にお
いてオーステナイト相（残留オーステナイト）を微細に
分散させた組織とすることでクリープ特性を向上させる
ことを着想した。上述した鋼においてはオーステナイト
量を１〜３０％とした場合、高温クリープ特性が顕著に
向上することを見出した。
【００１４】本発明はこれらの知見に更に検討を加えて
なされたものであり、すなわち、本発明は、 １．質量％で、Ｃｒ：７〜１５％、Ｎｉ：３〜８％を含
有し、マルテンサイト組織を有する高Ｃｒ−Ｎｉ系耐熱
鋼。
なされたものであり、すなわち、本発明は、 １．質量％で、Ｃｒ：７〜１５％、Ｎｉ：３〜８％を含
有し、マルテンサイト組織を有する高Ｃｒ−Ｎｉ系耐熱
鋼。
【００１５】２．質量％で、Ｃ：０．００１〜０．１
％、Ｓｉ：０．０１〜０．４％、Ｍｎ：１．５％以下、
Ｓ：０．０１５％以下、Ｃｒ：７〜１５％、Ｃｕ：５％
以下、Ｎｉ：３〜８％、Ｍｏ：２．５％以下、Ｗ：５％
以下、Ａｌ：０．００３〜０．０４％、Ｎ：０．００５
〜０．１％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物で
マルテンサイト組織を有する高Ｃｒ−Ｎｉ系耐熱鋼。
％、Ｓｉ：０．０１〜０．４％、Ｍｎ：１．５％以下、
Ｓ：０．０１５％以下、Ｃｒ：７〜１５％、Ｃｕ：５％
以下、Ｎｉ：３〜８％、Ｍｏ：２．５％以下、Ｗ：５％
以下、Ａｌ：０．００３〜０．０４％、Ｎ：０．００５
〜０．１％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物で
マルテンサイト組織を有する高Ｃｒ−Ｎｉ系耐熱鋼。
【００１６】３．２記載の鋼成分に更に、Ｎｂ：０．０
１〜０．１％、Ｖ：０．１〜０．５％、Ｔｉ：０．２％
以下、Ｂ：０．００５％以下の一種または二種以上を含
有し、マルテンサイト組織を有する高Ｃｒ−Ｎｉ系耐熱
鋼。
１〜０．１％、Ｖ：０．１〜０．５％、Ｔｉ：０．２％
以下、Ｂ：０．００５％以下の一種または二種以上を含
有し、マルテンサイト組織を有する高Ｃｒ−Ｎｉ系耐熱
鋼。
【００１７】４．常温において、更に体積率１〜３０％
のオーステナイト相を有する１乃至３のいずれか一つに
記載の高Ｃｒ−Ｎｉ系耐熱鋼。
のオーステナイト相を有する１乃至３のいずれか一つに
記載の高Ｃｒ−Ｎｉ系耐熱鋼。
【００１８】５．１乃至３のいずれか一つに記載の成分
組成を有する鋼を熱間圧延後、８５０〜１２５０℃で焼
準することを特徴とする高Ｃｒ−Ｎｉ系耐熱鋼の製造方
法。
組成を有する鋼を熱間圧延後、８５０〜１２５０℃で焼
準することを特徴とする高Ｃｒ−Ｎｉ系耐熱鋼の製造方
法。
【００１９】６．１乃至３のいずれか一つに記載の成分
組成を有する鋼を熱間圧延後、８５０〜１２５０℃で焼
準し、Ａｃ１〜Ａｃ３に加熱後室温まで冷却することを
特徴とする高Ｃｒ−Ｎｉ系耐熱鋼の製造方法。
組成を有する鋼を熱間圧延後、８５０〜１２５０℃で焼
準し、Ａｃ１〜Ａｃ３に加熱後室温まで冷却することを
特徴とする高Ｃｒ−Ｎｉ系耐熱鋼の製造方法。
【００２０】７．部材に用いる鋼材として、該鋼材のＡ
ｃ１〜Ａｃ３の二相域が部材の使用温度となるものを選
定することを特徴とする高温用部材の製造方法。
ｃ１〜Ａｃ３の二相域が部材の使用温度となるものを選
定することを特徴とする高温用部材の製造方法。
【００２１】
【発明の実施の形態】本発明鋼の成分組成、ミクロ組織
の限定理由について詳細に説明する。 １．成分組成 Ｃｒ Ｃｒは、高温での耐食性、耐水蒸気酸化特性を向上させ
るため添加する。７％未満ではこれらの効果が十分得ら
れず、一方、１５％を超えて添加するとδフェライトが
生成し、強度、靭性および加工性などの機械的性質が劣
化するため、７〜１５％（７％以上１５％以下）とす
る。６５０℃を超える蒸気条件で使用する場合、１０％
以上添加するのが好ましい。
の限定理由について詳細に説明する。 １．成分組成 Ｃｒ Ｃｒは、高温での耐食性、耐水蒸気酸化特性を向上させ
るため添加する。７％未満ではこれらの効果が十分得ら
れず、一方、１５％を超えて添加するとδフェライトが
生成し、強度、靭性および加工性などの機械的性質が劣
化するため、７〜１５％（７％以上１５％以下）とす
る。６５０℃を超える蒸気条件で使用する場合、１０％
以上添加するのが好ましい。
【００２２】Ｎｉ
Ｎｉは本発明では重要な元素であり、６００〜７５０℃
で優れた高温クリープ特性が得られるように３〜８％、
好ましくは４〜８％を添加する。
で優れた高温クリープ特性が得られるように３〜８％、
好ましくは４〜８％を添加する。
【００２３】高Ｃｒ系耐熱鋼においてＣｒ，Ｎｉ添加量
を以上のように規定した場合、蒸気温度が６００〜７５
０℃と高温であっても優れたクリープ破断強度が得られ
るが、ボイラなどを用途とする場合に機械的特性を満足
させるため、その他の元素を以下のようにすることが好
ましい。
を以上のように規定した場合、蒸気温度が６００〜７５
０℃と高温であっても優れたクリープ破断強度が得られ
るが、ボイラなどを用途とする場合に機械的特性を満足
させるため、その他の元素を以下のようにすることが好
ましい。
【００２４】Ｃ
ＣはＣｒ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔｉ等と炭窒化物を形成し、常温
強度、高温強度を向上させるため、０．００１〜０．１
％とする。
強度、高温強度を向上させるため、０．００１〜０．１
％とする。
【００２５】N
ＮはＣｒ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔｉ等と炭窒化物を形成し、常温
強度、高温強度を向上させるため、０．０００５〜０．
１％とする。
強度、高温強度を向上させるため、０．０００５〜０．
１％とする。
【００２６】Ｓｉ
Ｓｉは溶鋼の脱酸剤として、また耐水蒸気酸化特性を向
上させるため、０．０１〜０．４％とする。
上させるため、０．０１〜０．４％とする。
【００２７】Ｍｎ
Ｍｎは鋼の熱間加工性を向上させ、強度を上昇させる
が、過剰に添加すると高温強度、および靭性が低下する
ため１．５％を上限に添加する。
が、過剰に添加すると高温強度、および靭性が低下する
ため１．５％を上限に添加する。
【００２８】Ｍｏ
Ｍｏは固溶強化および炭化物（Ｍ23Ｃ6）を安定化させ
高温強度を向上させるが、過剰に添加するとδフェライ
トの生成を促進させ粗大なＬａｖｅｓ相の生成により高
温強度、靭性を低下させるため２．５％以下とする。
高温強度を向上させるが、過剰に添加するとδフェライ
トの生成を促進させ粗大なＬａｖｅｓ相の生成により高
温強度、靭性を低下させるため２．５％以下とする。
【００２９】Ｗ
Ｗは固溶強化および炭化物（Ｍ23Ｃ6）を安定化させ高
温強度を向上させるが、過剰に添加すると高温強度、靭
性を低下させるため５％以下とする。
温強度を向上させるが、過剰に添加すると高温強度、靭
性を低下させるため５％以下とする。
【００３０】Ｃｕ
Ｃｕはオーステナイト相を安定とし、δフェライトの生
成を抑制するが、過剰に添加すると脆化し、また生産コ
ストが上昇するため５％以下とする。
成を抑制するが、過剰に添加すると脆化し、また生産コ
ストが上昇するため５％以下とする。
【００３１】Ｐ，Ｓ
Ｐ，Ｓは本発明では不可避的不純物であり、含有量は低
いほど望ましく０．０１５％以下とする。
いほど望ましく０．０１５％以下とする。
【００３２】Ａｌ
Ａｌは溶鋼の脱酸剤として、また溶接性、熱間加工性お
よび高温強度を向上させるため、０．００３〜０．０４
％とする。
よび高温強度を向上させるため、０．００３〜０．０４
％とする。
【００３３】以上が、耐熱鋼として必要とされる機械的
特性を満足する好ましい基本成分組成であるが、更に強
度、靭性を向上させるためＮｂ，Ｖ，Ｔｉ，Ｂの一種ま
たは二種以上を添加することができる。
特性を満足する好ましい基本成分組成であるが、更に強
度、靭性を向上させるためＮｂ，Ｖ，Ｔｉ，Ｂの一種ま
たは二種以上を添加することができる。
【００３４】Ｎｂ
Ｎｂは炭化物、炭窒化物を形成し、常温強度、高温強度
を向上させるため、添加する場合、０．０１〜０．１％
を添加する。
を向上させるため、添加する場合、０．０１〜０．１％
を添加する。
【００３５】Ｖ
Ｖは炭化物、炭窒化物を形成し、常温強度、高温強度を
向上させるため、添加する場合、０．１〜０．５％を添
加する。
向上させるため、添加する場合、０．１〜０．５％を添
加する。
【００３６】Ｔｉ
ＴｉはＮとの親和力が強く安定な窒化物を形成し、圧延
時や再加熱時のオーステナイト粒の成長を抑制し、組織
を微細化し靭性を向上させる。また、炭化物、炭窒化物
の形成により常温、高温強度を向上させるためそのよう
な効果を期待する場合は０．２％を上限として添加す
る。
時や再加熱時のオーステナイト粒の成長を抑制し、組織
を微細化し靭性を向上させる。また、炭化物、炭窒化物
の形成により常温、高温強度を向上させるためそのよう
な効果を期待する場合は０．２％を上限として添加す
る。
【００３７】Ｂ
Ｂは炭窒化物を微細分散させ、凝集、粗大化を抑制し、
高温長時間強度を向上させる。過剰な添加は粗大な析出
物を生じ脆化を引き起こす場合があるため、０．００５
％以下とする。
高温長時間強度を向上させる。過剰な添加は粗大な析出
物を生じ脆化を引き起こす場合があるため、０．００５
％以下とする。
【００３８】２．ミクロ組織
本発明に係る耐熱鋼のミクロ組織はマルテンサイト組織
とする。マルテンサイト組織とした場合、本発明鋼の二
相域に相当する使用温度である６００〜７５０℃におい
て、マルテンサイト組織中に逆変態オーステナイトが微
細に析出し、クリープ特性が向上する。
とする。マルテンサイト組織とした場合、本発明鋼の二
相域に相当する使用温度である６００〜７５０℃におい
て、マルテンサイト組織中に逆変態オーステナイトが微
細に析出し、クリープ特性が向上する。
【００３９】更に高温クリープ特性を向上させる場合、
常温においてマルテンサイト組織中にオーステナイトが
析出した組織とし、その析出量は体積率で１〜３０％と
する。
常温においてマルテンサイト組織中にオーステナイトが
析出した組織とし、その析出量は体積率で１〜３０％と
する。
【００４０】オーステナイト量は１％未満では高温クリ
ープ破断強度が向上せず、３０％を超えると常温強度、
高温強度が低下するようになり高温クリープ強度も飽和
するようになるため、１〜３０％とする。
ープ破断強度が向上せず、３０％を超えると常温強度、
高温強度が低下するようになり高温クリープ強度も飽和
するようになるため、１〜３０％とする。
【００４１】Ｎｉを３〜８％含有した鋼において、マル
テンサイト組織中に体積率１〜３０％でオーステナイト
を析出させた場合、該オーステナイト中にＮｉが濃化
し、使用温度である６００〜７５０℃において熱的に安
定となるため鋼の高温クリープ強度が著しく向上するも
のと思われる。
テンサイト組織中に体積率１〜３０％でオーステナイト
を析出させた場合、該オーステナイト中にＮｉが濃化
し、使用温度である６００〜７５０℃において熱的に安
定となるため鋼の高温クリープ強度が著しく向上するも
のと思われる。
【００４２】本発明鋼の製造方法としては、熱間圧延
後、８５０〜１２５０℃で加熱後放冷する焼準が望まし
く、常温においてオーステナイトを含む組織とする場合
は、上記焼準後、Ａｃ１〜Ａｃ３に再加熱し室温まで放
冷し、残留オーステナイトを形成することが望ましい。
後、８５０〜１２５０℃で加熱後放冷する焼準が望まし
く、常温においてオーステナイトを含む組織とする場合
は、上記焼準後、Ａｃ１〜Ａｃ３に再加熱し室温まで放
冷し、残留オーステナイトを形成することが望ましい。
【００４３】
【実施例】表1に供試鋼の化学成分を示す。鋼Ａ〜Ｆは
本発明範囲内の化学成分であるが、鋼Ｇ，Ｈはそれぞれ
Ｔ９１（改良９Ｃｒ−１Ｍｏ鋼）、Ｔ１２２（１２Ｃｒ
鋼）相当鋼の従来例で、鋼ＩはＮｉ量が本発明範囲外の
比較鋼である。
本発明範囲内の化学成分であるが、鋼Ｇ，Ｈはそれぞれ
Ｔ９１（改良９Ｃｒ−１Ｍｏ鋼）、Ｔ１２２（１２Ｃｒ
鋼）相当鋼の従来例で、鋼ＩはＮｉ量が本発明範囲外の
比較鋼である。
【００４４】これらの成分組成の鋼を溶解後、熱間圧延
で板厚２０ｍｍとし、その後、焼準（加熱温度：１０５
０〜１０８０℃、空冷）、再加熱後室温まで冷却（再加
熱温度：５５０〜７８０℃）を行った。鋼Ｂについては
焼準ままの鋼鈑も準備した。
で板厚２０ｍｍとし、その後、焼準（加熱温度：１０５
０〜１０８０℃、空冷）、再加熱後室温まで冷却（再加
熱温度：５５０〜７８０℃）を行った。鋼Ｂについては
焼準ままの鋼鈑も準備した。
【００４５】得られた鋼鈑について常温引張試験、シャ
ルピー衝撃試験、クリープ破断試験（試験条件：６００
℃−１３９ＭＰａ，６５０℃−１０４ＭＰａ、７００℃
−５２ＭＰａ，７５０℃−３４ＭＰａ）を実施した。
ルピー衝撃試験、クリープ破断試験（試験条件：６００
℃−１３９ＭＰａ，６５０℃−１０４ＭＰａ、７００℃
−５２ＭＰａ，７５０℃−３４ＭＰａ）を実施した。
【００４６】表２にこれらの試験結果を示す。表中オー
ステナイト相の体積率は常温におけるものを示す。鋼Ｎ
ｏ．１〜９は本発明鋼で、鋼Ｎｏ．３を除いて二相域再
加熱によるオーステナイト（残留オーステナイト）を含
有している。
ステナイト相の体積率は常温におけるものを示す。鋼Ｎ
ｏ．１〜９は本発明鋼で、鋼Ｎｏ．３を除いて二相域再
加熱によるオーステナイト（残留オーステナイト）を含
有している。
【００４７】本発明に係る鋼の組織は、焼準ままのマル
テンサイト組織と、更にクリープ特性を向上させるため
二相域再加熱によるオーステナイト（残留オーステナイ
ト）を含む組織があり、後者においては常温強度は構成
する相の組織分率で決定される。
テンサイト組織と、更にクリープ特性を向上させるため
二相域再加熱によるオーステナイト（残留オーステナイ
ト）を含む組織があり、後者においては常温強度は構成
する相の組織分率で決定される。
【００４８】鋼Ｎｏ．３は焼準ままのマルテンサイト主
体の組織であるため比較的常温強度が高いが（９８７Ｎ
／ｍｍ2）、その他の発明鋼はオーステナイト（残留オ
ーステナイト）を含む組織で常温強度は７９７〜８４３
Ｎ／ｍｍ2であった。
体の組織であるため比較的常温強度が高いが（９８７Ｎ
／ｍｍ2）、その他の発明鋼はオーステナイト（残留オ
ーステナイト）を含む組織で常温強度は７９７〜８４３
Ｎ／ｍｍ2であった。
【００４９】鋼Ｎｏ．１０〜１２は比較鋼でＮｉ含有量
が本発明範囲外で少なく、常温においてオーステナイト
（残留オーステナイト）は観察されなかった。
が本発明範囲外で少なく、常温においてオーステナイト
（残留オーステナイト）は観察されなかった。
【００５０】表より明らかなように鋼Ｎｏ．１〜９の本
発明鋼ではクリープ条件６００℃、１３９ＭＰａでクリ
ープ破断時間は３００００時間以上、６５０℃、１０４
ＭＰａにおいても６０００時間以上が得られている。
発明鋼ではクリープ条件６００℃、１３９ＭＰａでクリ
ープ破断時間は３００００時間以上、６５０℃、１０４
ＭＰａにおいても６０００時間以上が得られている。
【００５１】更に鋼９の場合、７００℃、５２ＭＰａで
２００００時間以上、７５０℃、３４ＭＰａで１０００
０時間以上である。
２００００時間以上、７５０℃、３４ＭＰａで１０００
０時間以上である。
【００５２】一方、鋼Ｎｏ．１０〜１２の比較鋼におい
ては最も優れたクリープ特性の鋼Ｎｏ．１１（鋼種Ｈ）
であっても６００℃、１３９ＭＰａでクリープ破断時間
は２２１０３時間、６５０℃、１０４ＭＰａにおいても
４８６０時間に過ぎない。
ては最も優れたクリープ特性の鋼Ｎｏ．１１（鋼種Ｈ）
であっても６００℃、１３９ＭＰａでクリープ破断時間
は２２１０３時間、６５０℃、１０４ＭＰａにおいても
４８６０時間に過ぎない。
【００５３】鋼Ｎｏ．１０〜１２の比較鋼はＮｉ含有量
が少ないため、常温においてＮｉが濃化した残留オース
テナイトが得られず、また、Ａｃ１変態点が高く、クリ
ープ試験温度においてＮｉが濃化した逆変態オーステナ
イトが十分生成しなかったため本発明鋼に対しクリープ
特性が劣ると思われる。
が少ないため、常温においてＮｉが濃化した残留オース
テナイトが得られず、また、Ａｃ１変態点が高く、クリ
ープ試験温度においてＮｉが濃化した逆変態オーステナ
イトが十分生成しなかったため本発明鋼に対しクリープ
特性が劣ると思われる。
【００５４】尚、本発明鋼のシャルピー衝撃エネルギー
は実用上問題ないとされている０℃において１００Ｊ以
上が得られている。
は実用上問題ないとされている０℃において１００Ｊ以
上が得られている。
【００５５】
【表１】
【００５６】
【表２】
【００５７】
【発明の効果】本発明によれば、高価な元素や特殊な熱
処理を用いずに６００〜７５０℃でのクリープ特性に優
れた高Ｃｒ系耐熱鋼およびその製造方法が得られ産業上
極めて有用である。
処理を用いずに６００〜７５０℃でのクリープ特性に優
れた高Ｃｒ系耐熱鋼およびその製造方法が得られ産業上
極めて有用である。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(72)発明者 林 謙次
東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日
本鋼管株式会社内
(72)発明者 高橋 和秀
東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日
本鋼管株式会社内
(72)発明者 阿部 隆
東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日
本鋼管株式会社内
Ｆターム(参考） 4K032 AA01 AA02 AA04 AA05 AA12
AA13 AA14 AA15 AA16 AA19
AA20 AA21 AA22 AA24 AA29
AA31 AA35 AA36 AA37 CF03
Claims (7)
- 【請求項１】 質量％で、Ｃｒ：７〜１５％、Ｎｉ：３
〜８％を含有し、マルテンサイト組織を有する高Ｃｒ−
Ｎｉ系耐熱鋼。 - 【請求項２】 質量％で、Ｃ：０．００１〜０．１％、
Ｓｉ：０．０１〜０．４％、Ｍｎ：１．５％以下、Ｓ：
０．０１５％以下、Ｃｒ：７〜１５％、Ｃｕ：５％以
下、Ｎｉ：３〜８％、Ｍｏ：２．５％以下、Ｗ：５％以
下、Ａｌ：０．００３〜０．０４％、Ｎ：０．００５〜
０．１％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物でマ
ルテンサイト組織を有する高Ｃｒ−Ｎｉ系耐熱鋼。 - 【請求項３】 請求項２記載の鋼成分に更に、Ｎｂ：
０．０１〜０．１％、Ｖ：０．１〜０．５％、Ｔｉ：
０．２％以下、Ｂ：０．００５％以下の一種または二種
以上を含有し、マルテンサイト組織を有する高Ｃｒ−Ｎ
ｉ系耐熱鋼。 - 【請求項４】 常温において、更に体積率１〜３０％の
オーステナイト相を有する請求項１乃至３のいずれか一
つに記載の高Ｃｒ−Ｎｉ系耐熱鋼。 - 【請求項５】 請求項１乃至３のいずれか一つに記載の
成分組成を有する鋼を熱間圧延後、８５０〜１２５０℃
で焼準することを特徴とする高Ｃｒ−Ｎｉ系耐熱鋼の製
造方法。 - 【請求項６】 請求項１乃至３のいずれか一つに記載の
成分組成を有する鋼を熱間圧延後、８５０〜１２５０℃
で焼準し、Ａｃ１〜Ａｃ３に再加熱後室温まで冷却する
ことを特徴とする高Ｃｒ−Ｎｉ系耐熱鋼の製造方法。 - 【請求項７】 部材に用いる鋼材として、該鋼材のＡｃ
１〜Ａｃ３の二相域が部材の使用温度となるものを選定
することを特徴とする高温用部材の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2002109552A JP2003301242A (ja) | 2002-04-11 | 2002-04-11 | 高Ｃｒ−Ｎｉ系耐熱鋼および耐クリープ特性に優れた高温用部材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2002109552A JP2003301242A (ja) | 2002-04-11 | 2002-04-11 | 高Ｃｒ−Ｎｉ系耐熱鋼および耐クリープ特性に優れた高温用部材の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2003301242A true JP2003301242A (ja) | 2003-10-24 |
Family
ID=29392984
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2002109552A Pending JP2003301242A (ja) | 2002-04-11 | 2002-04-11 | 高Ｃｒ−Ｎｉ系耐熱鋼および耐クリープ特性に優れた高温用部材の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2003301242A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN102002643A (zh) * | 2010-12-18 | 2011-04-06 | 莘县荣盛精密铸造有限公司 | 耐高温、耐腐蚀的热电偶保护管及其生产方法 |
| CN104818431A (zh) * | 2015-04-23 | 2015-08-05 | 苏州劲元油压机械有限公司 | 一种耐650℃高温节流阀的铸造工艺 |
| CN105861953A (zh) * | 2016-05-07 | 2016-08-17 | 惠安县泰达商贸有限责任公司 | 一种飞机起落架合金材料 |
| CN106062230A (zh) * | 2014-03-05 | 2016-10-26 | 株式会社神户制钢所 | 奥氏体系耐热钢 |
| CN111057827A (zh) * | 2019-11-27 | 2020-04-24 | 中国科学院金属研究所 | 调控超超临界机组用9Cr3W3CoB耐热钢中硼元素分布状态的方法 |
-
2002
- 2002-04-11 JP JP2002109552A patent/JP2003301242A/ja active Pending
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN102002643A (zh) * | 2010-12-18 | 2011-04-06 | 莘县荣盛精密铸造有限公司 | 耐高温、耐腐蚀的热电偶保护管及其生产方法 |
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| CN105861953A (zh) * | 2016-05-07 | 2016-08-17 | 惠安县泰达商贸有限责任公司 | 一种飞机起落架合金材料 |
| CN111057827A (zh) * | 2019-11-27 | 2020-04-24 | 中国科学院金属研究所 | 调控超超临界机组用9Cr3W3CoB耐热钢中硼元素分布状态的方法 |
| CN111057827B (zh) * | 2019-11-27 | 2022-04-05 | 中国科学院金属研究所 | 调控超超临界机组用9Cr3W3CoB耐热钢中硼元素分布状态的方法 |
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