JP2004107719A - 低合金鋼 - Google Patents
低合金鋼 Download PDFInfo
- Publication number
- JP2004107719A JP2004107719A JP2002271034A JP2002271034A JP2004107719A JP 2004107719 A JP2004107719 A JP 2004107719A JP 2002271034 A JP2002271034 A JP 2002271034A JP 2002271034 A JP2002271034 A JP 2002271034A JP 2004107719 A JP2004107719 A JP 2004107719A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- content
- steel
- beff
- mass
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
【課題】５５０℃程度までの温度域において使用される耐熱構造部材用の材料として好適な長時間クリープ強度とクリープ延性がともに良好で、しかも靭性も良好な低合金鋼の提供。
【解決手段】Ｃ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：０．１０％以下、Ｍｎ：０．００１〜０．３０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００８０％以下、Ｃｒ：０．４０〜１．５０％、Ｍｏ：０．２５〜１．００％、Ｖ：０．０３〜０．１５％、Ｎｂ：０．００１〜０．０７０％、Ｎｉ：０．００１〜０．３０％、Ｔｉ：０．００１〜０．０２０％、Ｂ：０．０００１〜０．００６０％、Ｎｄ：０．０００１〜０．０３０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０％以下、Ｎ：０．００６０％未満、Ｏ：０．００５０％以下を含み、残部はＦｅおよび不純物よりなり、Ｔｉ、Ｂ、ＮおよびＮｄの含有量が下記の（１）式で表されるＢｅｆｆ値で０．０００１〜０．００６０の範囲内にある低合金鋼。この低合金鋼は、Ｗ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｙ、ＳｍおよびＰｒの１種以上を含んでもよい。
Ｂｅｆｆ＝Ｂ−（１１／１４）Ｎ＋（１１／４８）Ｔｉ＋（１１／１４４）Ｎｄ ・・・・・・・・（１）
【選択図】なし
【解決手段】Ｃ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：０．１０％以下、Ｍｎ：０．００１〜０．３０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００８０％以下、Ｃｒ：０．４０〜１．５０％、Ｍｏ：０．２５〜１．００％、Ｖ：０．０３〜０．１５％、Ｎｂ：０．００１〜０．０７０％、Ｎｉ：０．００１〜０．３０％、Ｔｉ：０．００１〜０．０２０％、Ｂ：０．０００１〜０．００６０％、Ｎｄ：０．０００１〜０．０３０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０％以下、Ｎ：０．００６０％未満、Ｏ：０．００５０％以下を含み、残部はＦｅおよび不純物よりなり、Ｔｉ、Ｂ、ＮおよびＮｄの含有量が下記の（１）式で表されるＢｅｆｆ値で０．０００１〜０．００６０の範囲内にある低合金鋼。この低合金鋼は、Ｗ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｙ、ＳｍおよびＰｒの１種以上を含んでもよい。
Ｂｅｆｆ＝Ｂ−（１１／１４）Ｎ＋（１１／４８）Ｔｉ＋（１１／１４４）Ｎｄ ・・・・・・・・（１）
【選択図】なし
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、発電用ボイラやタービン、原子力発電設備および化学工業装置などの耐熱構造部材として使用するのに好適な高温クリープ強度とクリープ延性および靱性に優れた低合金鋼に関する。
【０００２】
【従来の技術】
発電用ボイラやタービン、原子力発電設備、化学工業装置等は、高温、高圧下で長時間使用される。したがって、これらの装置に用いられる耐熱材料には、高温における強度、耐食性、耐酸化性および常温における靭性などが良好であることが要求される。これらの用途には、従来、オーステナイト系ステンレス鋼（例えば、ＪＩＳ ＳＵＳ３２１ＨおよびＳＵＳ３４７Ｈ鋼）、低合金鋼（例えば、ＪＩＳ ＳＴＢＡ２４（２・１／４Ｃｒ−１Ｍｏ鋼））、９〜１２Ｃｒ系の高Ｃｒフェライト鋼（例えば、ＪＩＳ ＳＴＢＡ２６（９Ｃｒ−１Ｍｏ鋼）、同ＳＴＢＡ２８（改良９Ｃｒ−１Ｍｏ鋼））などが用いられてきた。
【０００３】
近年、火力発電プラントにおいては、地球温暖化防止の観点からＣＯ２などの排出量削減を目的に熱効率の向上が必要となり、ボイラの蒸気条件を高温、高圧化（例えば６００℃超、３００気圧）した新規プラントが次々に建設されている。また、一方では、高度成長期に建設された多数の既設プラントが順次計画寿命を迎え、新規プラントへ更新するか、または部分補修等により延命を図るかが、我が国のエネルギー政策とも関連して、大きな社会問題となりつつある。
【０００４】
一方、国内外からの規制緩和の要請を受けて、電力事業についても自由化が進行し、電力会社以外の会社や商社の参入が可能となって、価格競争が激化した結果、発電プラントでも従来以上に経済性が重要視されるようになっている。
【０００５】
この様な社会的な背景の下、発電プラントのコスト削減の一つの方法として、プラントで使用される耐熱構造部材をより高強度化して鋼材使用量を削減し、コストを低減することが指向され、その様な要求に応えられる高強度材の開発が進められている。
【０００６】
なかでも５５０ ℃程度までの比較的低温域では、従来、ＪＩＳ ＳＴＢＡ２２（１Ｃｒ−０．５Ｍｏ）、同ＳＴＢＡ２３（１．２５Ｃｒ−０．５Ｍｏ）、または同ＳＴＢＡ２４（２．２５Ｃｒ−１Ｍｏ）などのＣｒ−Ｍｏ系低合金鋼が使用されていたが、さらに高温強度を高める目的で、Ｍｏの一部をＷで置き換えた鋼（例えば特許文献１に開示される鋼）、Ｃｏ添加により焼入性を飛躍的に高めた鋼（例えば特許文献２に開示される鋼）などが開発されている。
【０００７】
これらの新しい鋼においては、ＷやＣｏによって高温での軟化抵抗が改善され、特に５００ ℃以上でのクリープ強度は、従来の汎用鋼に比べて向上しているが、高強度化したために、逆に靱性の劣化や、長時間クリープ延性（伸びおよび絞り）の低下が顕著となることが明らかとなっている。
【０００８】
このような靱性劣化を防いだり、耐再熱割れ性を向上させるために、Ｃｒ−Ｍｏ鋼に極微量のＴｉを添加したり、Ｎ量を極微量に制限した鋼が提案されている（特許文献３、４および５参照）。これらの鋼は確かに靱性は改善されているが、クリープ強度とクリープ延性を両立させた鋼ではない。
【０００９】
【特許文献１】
特開平８−１３４５８４号公報
【特許文献２】
特開平９−２６８３４３号公報
【特許文献３】
特開平８−１４４０１０号公報
【特許文献４】
特開２００１−１６４３３２号公報
【特許文献５】
特開２００１−２３４２７６号公報
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、発電プラントなどにおいて５５０ ℃程度までの温度域において使用される耐熱構造部材用の低合金鋼であって、従来鋼以上に高温強度と靱性が高く、さらに長時間クリープ延性にも優れた低合金鋼を提供することを目的とする。
【００１１】
【課題を解決するための手段】
発明者らは、上記の課題を達成するために、種々の耐熱用低合金鋼について、鋼の化学組成と金属組織（ミクロ組織）が長時間のクリープ変形特性（強度および延性）と靱性に及ぼす影響を詳細に検討した。その結果、次のような新しい知見を得た。
【００１２】
（ａ） Ｃｒ−Ｍｏ鋼にＶ、ＮｂおよびＴｉを添加すると、ＭＣ炭化物（ＭはＶ、Ｎｂ、Ｔｉが主体で一部Ｍｏを固溶する）が微細に分散析出して、Ｍｏの単独添加に比べると顕著な析出強化作用が得られ、高温クリープ強度が向上する。しかし、クリープ脆化感受性が大幅に増大し、クリープ延性が低下する。
【００１３】
（ｂ） 上記Ｖ、ＮｂおよびＴｉによるクリープ延性の低下は、希土類元素のうちのＮｄを微量添加すると、クリープ脆化感受性が改善されて防止でき、特にＮｄの含有量がＢ、ＴｉおよびＮの含有量との関係において下記の（１） 式で表されるＢｅｆｆ値が０．０００１〜０．００６０の範囲内になる量の場合にその効果が顕著で、クリープ延性が大幅に向上する。
【００１４】
Ｂｅｆｆ＝Ｂ−（１１／１４）Ｎ＋（１１／４８）Ｔｉ＋（１１／１４４）Ｎｄ ・・・・・・（１）
ここで、式中の元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を意味する。
【００１５】
（ｃ） Ｃｒ−Ｍｏ鋼にＢを添加すると、焼入性が向上し、強度および靱性を向上させるのに有効であるが、過剰なＢはかえって靱性を低下させるので、その含有量は０．００６０％以下に制限する必要がある。
【００１６】
（ｄ） Ｃｒ−Ｍｏ鋼では、Ｍｏの一部をＷに置換した場合、炭化物（例えば、▲１▼Ｍ３Ｃ、▲２▼Ｍ７Ｃ３および▲３▼Ｍ２３Ｃ６で、ＭはＦｅ、Ｃｒが主体でＭｏ、Ｗなどを若干固溶するが、Ｃｒ量の増加とともに▲１▼→▲２▼→▲３▼へと変化する）がより長時間安定となって、クリープ強度が向上する。しかし、靱性やクリープ延性が低下するので、Ｗの添加は避けるべきであるが、強度を重視して添加する場合、０．２０％までであれば特に問題はない。
【００１７】
（ｅ） Ｃｒ−Ｍｏ鋼にＣｏを添加すると、焼入性が向上し、クリープ強度が向上する。しかし、Ｃｏの添加も上記のＷの場合と同様に、クリープ脆化感受性を高め、クリープ延性が低下する。従って、Ｃｏも添加しない方がよいが、強度を重視して添加する場合、０．５０％以下であれば許容できる。
【００１８】
以上の知見に基づいて完成させた本発明の低合金鋼は下記（１）および（２）の鋼である。
【００１９】
（１）質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：０．１０％以下、Ｍｎ：０．００１ 〜０．３０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００８０％以下、Ｃｒ：０．４０〜１．５０％、Ｍｏ：０．２５〜１．００％、Ｖ：０．０３〜０．１５％、Ｎｂ：０．００１〜０．０７０％、Ｎｉ：０．００１ 〜０．３０％、Ｔｉ：０．００１〜０．０２０％、Ｂ：０．０００１〜０．００６０％、Ｎｄ：０．０００１〜０．０３０ ％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０％以下、Ｎ：０．００６０％未満、Ｏ（酸素）：０．００５０％以下を含み、残部はＦｅおよび不純物からなり、Ｔｉ、Ｂ、ＮおよびＮｄの含有量が下記の（１） 式で表されるＢｅｆｆ値で０．０００１〜０．００６０の範囲内にあることを特徴とする低合金鋼。
【００２０】
Ｂｅｆｆ＝Ｂ−（１１／１４）Ｎ＋（１１／４８）Ｔｉ＋（１１／１４４）Ｎｄ ・・・・・・（１）
ここで、式中の元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を意味する。
【００２１】
（２）上記（１）に記載の成分に加えて、さらに下記の第１群から第３群までのうちの少なくとも１群の中から選んだ少なくとも１種の成分を含み、残部はＦｅおよび不純物で、Ｔｉ、Ｂ、ＮおよびＮｄの含有量が上記の（１） 式を満足することを特徴とする低合金鋼。
【００２２】
第１群…質量％で、０．０１〜０．２０％のＷ。
第２群…質量％で、０．０１〜０．２０％のＣｕおよび０．０１〜０．５０％のＣｏ。
第３群…質量％で、０．０００１〜０．００５０％のＭｇ、０．０００１〜０．００５０％のＣａ、０．０００１〜０．０２０ ％のＬａ、０．０００１〜０．０２０ ％のＣｅ、０．０００１〜０．０４０ ％のＹ、０．０００１〜０．０４０ ％のＳｍおよび０．０００１〜０．０４０ ％のＰｒ。
【００２３】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の低合金鋼の化学組成を上記のように定めた理由について詳細に説明する。なお、以下において「％」は特に断らない限り「質量％」を表す。
【００２４】
Ｃ：０．０３〜０．１０％
Ｃはオーステナイト安定化元素であり、Ｃｒ−Ｍｏ鋼の基本の母相組織であるベイナイト組織またはマルテンサイト組織を安定化させるとともに、種々の炭化物を形成して高強度化に寄与する。そのためには、最低でも０．０３％の含有量が必要である。一方、０．１０％を超えると鋼が著しく硬化し、溶接性や加工性が急激に低下する。このため、Ｃ含有量は０．０３〜０．１０％とした。好ましいのは０．０４〜０．０８％、より好ましいのは０．０５〜０．０７％である。
【００２５】
Ｓｉ：０．１０％以下
Ｓｉは従来から耐酸化性の確保に重要な元素として耐熱構造部材用の低合金鋼でも常識的に添加されてきた。また、製鋼段階での脱酸剤としても必須と考えられてきた。しかし、本発明者らの研究結果によれば、その含有量を０．１０％以下に抑制すると、クリープ脆化のみならず、再熱脆化や割れ感受性が効果的に抑制でき、しかも耐酸化性への悪影響もないことが明らかとなった。このため、Ｓｉの含有量は０．１０％以下とする。好ましい上限は０．０８％、より好ましい上限は０．０５％である。
【００２６】
Ｍｎ：０．００１〜０．３０％
Ｍｎは、上記のＣと同様に、オーステナイト安定化元素であり、ベイナイトまたはマルテンサイト母相組織の安定化に重要であり、最低でも０．００１ ％の含有量が必要である。一方、過剰なＭｎは鋼のＡＣ１変態点を低下させるだけでなく、クリープ延性にも悪影響を及ぼすので、０．３０％以下とした。好ましいのは０．００１〜０．２５％、より好ましいのは０．００１〜０．２０％である。
【００２７】
Ｐ：０．０２０％以下
Ｐは不純物元素であり、過剰なＰは靭性などに悪影響及ぼす。しかし、本発明の鋼では０．０２０％までであれば特に問題ないので許容上限を０．０２０％とした。Ｐの含有量は少なければ少ないほどよい。
【００２８】
Ｓ：０．００８０％以下
Ｓは上記のＰと同様に不純物元素であり、過剰なＳは靭性などに悪影響及ぼす。しかし、本発明の鋼では０．００８０％までであれば特に問題ないので許容上限を０．００８０％とした。Ｓの含有量も少なければ少ないほどよい。
【００２９】
Ｃｒ：０．４０〜１．５０％
Ｃｒは高温で安定な炭化物を析出して低Ｃ系のベイナイトまたはマルテンサイト母相組織の安定化に不可欠な元素であり、最低でも０．４０％の含有量が必要である。一方、１．５０％を超えると、Ｍ７Ｃ３型炭化物の析出が顕著となり、クリープ強度が低下する。このため、Ｃｒ含有量は０．４０〜１．５０％とした。好ましい範囲は０．８０〜１．３０％、より好ましい範囲は１．００〜１．３０％である。
【００３０】
Ｍｏ：０．２５〜１．００％
Ｍｏは固溶強化元素であるとともに、Ｍ３Ｃ、Ｍ７Ｃ３およびＭ２３Ｃ６型の炭化物の安定化、さらにはＭｏ２Ｃ、またＭＣ型の炭化物の安定化に寄与し、クリープ強度の向上に寄与する。そのためには０．２５％以上の含有量が必要であるが、過剰なＭｏはベイナイトまたはマルテンサイト母相組織を不安定にするので、上限は１．００％とした。好ましいのは０．３０〜０．８０％、より好ましいのは０．３０〜０．７０％である。
【００３１】
Ｖ：０．０３〜０．１５％
Ｖは次に述べるＮｂとともにＭＣ型炭化物を形成して、高強度化に寄与するが、そのためには０．０３％以上の含有量が必要である。一方、０．１５％を超えると長時間クリープ延性を低下させるので、その上限は０．１５％とした。好ましい範囲は０．０４〜０．１２％、より好ましい範囲は０．０５〜０．１０％である。
【００３２】
Ｎｂ：０．００１〜０．０７０％
Ｎｂは上記のＶと同様に微細な炭化物を形成して高強度化に寄与するが、そのためには０．００１ ％以上の含有量が必要である。一方、０．０７０ ％を超えると過剰な炭窒化物を形成し、靭性を損う。従って、Ｎｂ含有量は０．００１〜０．０７０％とした。好ましいのは０．０２０〜０．０５０％、より好ましいのは０．０２５ 〜０．０４０ ％である。
【００３３】
Ｎｉ：０．００１〜０．３０％
Ｎｉは上記のＣおよびＭｎと同様にオーステナイト安定化元素であり、ベイナイトまたはマルテンサイト母相組織の安定化に重要で、最低でも０．００１ ％以上の含有量が必要であるが、過剰なＮｉは鋼のＡＣ１変態点を低下させる。このため、Ｎｉ含有量は０．００１ 〜０．３０％とした。好ましい範囲は０．００１ 〜０．２０％、より好ましい範囲は０．００１ 〜０．１８％である。
【００３４】
Ｔｉ：０．００１〜０．０２０％
Ｔｉは微細な炭化物を形成して高強度化に寄与するが、そのためには０．００１ ％以上の含有量が必要である。特に、その含有量が０．００５ ％以上の場合、クリープ延性の向上および再熱時の脆化や割れ抑制の効果が大きい。一方、０．０２０ ％を超えると、靱性に悪影響を及ぼす。このため、Ｔｉ含有量は０．００１ 〜０．０２０ ％とする。好ましいのは０．００５ 〜０．０２０ ％、より好ましいのは０．００８ 〜０．０１８ ％である。ただし、Ｔｉの含有量は後述する（１） 式で表されるＢｅｆｆ値が０．０００１〜０．００６０の範囲内になる量でなければならない。
【００３５】
Ｂ：０．０００１〜０．００６０％
Ｂは焼入性の向上に有効な元素であり、この効果を得るためには０．０００１％以上の含有量が必要である。一方、過剰なＢは靱性に悪影響を及ぼす。このため、Ｂ含有量は０．０００１〜０．００６０％とした。好ましい範囲は０．００１０〜０．００５０％、より好ましい範囲は０．００１０〜０．００４０％である。ただし、Ｂの含有量も後述する（１） 式で表されるＢｅｆｆ値が０．０００１〜０．００６０の範囲内になる量でなければならない。
【００３６】
Ｎｄ：０．０００１〜０．０３０％
Ｎｄは本発明の鋼にとって長時間クリープ延性を向上させるうえで欠くことのできない最も重要な元素の一つであり、最低でも０．０００１％の含有量が必要である。しかし、過剰なＮｄは靱性に好ましくない粗大な介在物を形成し、かえって靭性を低下させる。このため、Ｎｄ含有量は０．０００１〜０．０３０ ％とした。ただし、Ｎｄの含有量も上記のＴｉおよびＢと同様に、後述する（１） 式で表されるＢｅｆｆ値が０．０００１〜０．００６０の範囲内になる量でなければならない。
【００３７】
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０ ％以下
Ａｌは脱酸剤として重要な元素であるが、強度と靱性を両立させるためにはｓｏｌ．Ａｌで０．０１０ ％以下に抑制する必要がある。好ましい上限は０．００８ ％、より好ましい上限は０．００５ ％である。
【００３８】
Ｎ：０．００６０％未満
Ｎは固溶強化元素であるとともに炭窒化物を形成して高強度化に寄与する場合もあるが、本発明ではクリープ強度と靱性の両立、およびクリープ延性を向上させるうえで有害な不純物元素であるので、０．００６０％未満とした。好ましいのは０．００３０％以下である。ただし、Ｎの含有量は後述する（１） 式で表されるＢｅｆｆ値が０．０００１〜０．００６０の範囲内になる量でなければならない。
【００３９】
Ｏ（酸素）：０．００５０％以下
Ｏは不純物元素であり、過剰なＯは靭性などに悪影響及ぼす。しかし、本発明の鋼では０．００５０％までであれば特に問題ないので０．００５０％以下とした。Ｏ含有量は少ないほどよい。
【００４０】
Ｂ、Ｎ、ＴｉおよびＮｄの含有量の関係：
これらの元素の含有量は上記の範囲内において、下記の（１） 式で表されるＢｅｆｆ値が０．０００１〜０．００６０に範囲内になる量にする必要がある。
【００４１】
Ｂｅｆｆ＝Ｂ−（１１／１４）Ｎ＋（１１／４８）Ｔｉ＋（１１／１４４）Ｎｄ ・・・・・・（１）
即ち、Ｂｅｆｆ値が０．０００１未満の場合は、クリープ強度の向上効果が得られず、逆にＢｅｆｆ値が０．００６０を超えるとクリープ延性の向上効果が得られない。このことは、後述する実施例からも明らかである。
【００４２】
なお、上記の（１） 式は、鋼の焼入性を示しており、従来から知られている有効Ｂ量に加え、実験結果に基づいてＮｄの効果を明らかにして、本発明者らが始めて定めた関係式である。
【００４３】
Ｗ：
Ｗは添加しなくてもよい。添加すれば、炭化物を長時間安定にしてクリープ強度を向上させる作用を有する。従って、強度を重視し、高温長時間クリープ強度をより一層高めたい場合には積極的に添加してもよく、その効果は０．０１％以上の含有量で顕著になる。しかし、前述したように、その含有量が０．２０％を超えるとクリープ延性が低下するだけでなく、再熱脆化や割れ感受性を高める。このため、添加する場合のＷ含有量は０．０１〜０．２０％とするのがよい。さらに好ましいのは０．０５〜０．２０％である。
【００４４】
Ｃｕ、Ｃｏ：
これらの元素も添加しなくてもよい。添加すれば、はいずれもオーステナイト生成元素で、母相のベイナイト組織またはマルテンサイト組織の安定化に寄与してクリープ強度を向上させる。また、Ｃｏは鋼の焼入性を高めてクリープ強度を向上させる。従って、強度を重視し、高温長時間クリープ強度をより一層高めたい場合にはいずれか一方または両方を積極的に添加してもよく、その効果はいずれの元素も０．０１％以上の含有量で顕著になる。しかし、Ｃｕは０．２０％、Ｃｏは０．５０％を超えるとクリープ延性が低下する。このため、添加する場合のＣｕ含有量は０．０１〜０．２０％、Ｃｏ含有量は０．０１〜０．５０％とするのがよい。一層好ましいのは、Ｃｕ：０．０５〜０．１５％、Ｃｏ：０．０５〜０．５０％である。
【００４５】
Ｍｇ、Ｃａ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｙ、Ｓｍ、Ｐｒ：
これらの元素も添加しなくてもよい。添加すれば、いずれも鋼の鋳造時、特に連続鋳造時における凝固割れを防止する作用がある。従って、その効果を得たい場合には１種以上を積極的に添加してよく、この場合、いずれの元素も０．０００１％以上の含有量で上記の効果が顕著になる。しかし、ＭｇとＣａは０．００５０％、ＬａとＣｅは０．０２０ ％、Ｙ、ＳｍおよびＰｒは０．０４０ ％を超えると靱性が低下する。このため、添加する場合のこれら元素の含有量は、ＭｇとＣａはいずれも０．０００１〜０．００５０％、ＬａとＣｅはいずれも０．０００１〜０．０２０ ％、Ｙ、ＳｍおよびＰｒはいずれも０．０００１〜０．０４０ ％とするのがよい。
【００４６】
本発明の低合金鋼は、上記成分の残部が実質的にＦｅ、言い換えればＦｅと上記以外の不純物からなる鋼である。
【００４７】
なお、母相組織のベイナイト組織またはマルテンサイト組織は、所定の製品形状に成形された後の鋼を、Ａｒ３またはＡｃ３変態点（約８６０〜９２０℃）以上の温度域から急冷または空冷することで得られる。しかし、本発明の低合金鋼は、前記の急冷または空冷のままでは硬すぎるため、通常は表面の硬さがビッカース硬さＨｖで１８０〜２００程度となるように、その化学組成に応じた適宜な温度と時間（例えば、後述する実施例に示す温度と時間）で焼戻し処理して使用される。
【００４８】
【実施例】
表１から表４までに示す化学組成を有する４０種類の鋼を真空誘導溶解炉を用いて溶製し、１５０ ｋｇの鋼塊を得た。
【００４９】
【表１】
【００５０】
【表２】
【００５１】
【表３】
【００５２】
【表４】
【００５３】
得られた鋼塊は、熱間鍛造を行って厚さ５０ｍｍ、幅１５０ ｍｍの板状とした。また、得られた板材には、９５０ ℃に１時間加熱保持してから空冷した後、鋼の硬さがビッカース硬さＨｖで１８０〜２００程度となるように、７２０〜７６０℃に１時間加熱保持した後に空冷する焼戻し処理を施した。
【００５４】
熱処理後の板材は、組織を調べる一方、板材から、直径１０ｍｍ、標点距離（ＧＬ）５０ｍｍのクリープ試験片およびＪＩＳ Ｚ ２２０２に規定されるＶノッチ試験片を採取し、それぞれ下記条件のクリープ試験とシャルピー衝撃試験に供した。
【００５５】
１．クリープ試験
クリープ試験は、試験温度５５０℃、負荷応力２００ＭＰａで行い、破断時間（ｈ）を調べ、５０００時間以上のものを良好と評価した。
【００５６】
２．シャルピー衝撃試験
シャルピー衝撃試験は、試験温度−６０〜６０℃で行って破面遷移温度ｖＴｒｓ（℃）を調べ、ｖＴｒｓが−４０℃以下のものを靭性が優良「◎」、−４０℃を超え−２０℃以下のものを良好「○」、−２０℃を超え−０℃以下のものをやや不良「△」、−０℃を超えるものを不良「×」と評価した。
【００５７】
以上の結果を、焼戻し温度、表面硬さおよび調査した組織と合わせて表５に示した。
【００５８】
【表５】
表５からわかるように、鋼Ｎｏ． １〜２０の本発明の鋼は、温度５５０ ℃、負荷応力２００ＭＰａでのクリープ破断時間がいずれも１００００ 時間を超えており、鋼Ｎｏ． ２１〜２４の従来鋼の約１０倍強と極めて長い。また、伸びが２５％以上、絞りが５１％以上で、長時間のクリープ延性も良好であり、ｖＴｒｓがいずれも−２０℃以下で靱性も良好である。
【００５９】
これに対し、鋼Ｎｏ． ２５〜３８の比較鋼は、成分のいずれかが本発明で規定する範囲を外れているか、成分範囲に加えて、（１） 式で表されるＢｅｆｆ値が０．０００１〜０．００６０を外れているため、破断時間、伸びおよび絞りのうちのいずれか不良であり、靱性も悪い。また、鋼Ｎｏ． ３９と４０の比較鋼は、いずれの成分の含有量も本発明で規定する範囲内ではあるが、（１） 式で表されるＢｅｆｆ値が０．０００１〜０．００６０を外れているため、破断時間、伸びおよび絞りのうちのいずれか不良であり、靱性も悪い。
【００６０】
【発明の効果】
本発明の低合金鋼は、クリープ強度およびクリープ延性ともに優れており、しかも靭性も良好である。従って、発電プラントなどで、５５０℃程度までの温度域において使用される耐熱構造部材用の材料として極めて有効である。
【発明の属する技術分野】
本発明は、発電用ボイラやタービン、原子力発電設備および化学工業装置などの耐熱構造部材として使用するのに好適な高温クリープ強度とクリープ延性および靱性に優れた低合金鋼に関する。
【０００２】
【従来の技術】
発電用ボイラやタービン、原子力発電設備、化学工業装置等は、高温、高圧下で長時間使用される。したがって、これらの装置に用いられる耐熱材料には、高温における強度、耐食性、耐酸化性および常温における靭性などが良好であることが要求される。これらの用途には、従来、オーステナイト系ステンレス鋼（例えば、ＪＩＳ ＳＵＳ３２１ＨおよびＳＵＳ３４７Ｈ鋼）、低合金鋼（例えば、ＪＩＳ ＳＴＢＡ２４（２・１／４Ｃｒ−１Ｍｏ鋼））、９〜１２Ｃｒ系の高Ｃｒフェライト鋼（例えば、ＪＩＳ ＳＴＢＡ２６（９Ｃｒ−１Ｍｏ鋼）、同ＳＴＢＡ２８（改良９Ｃｒ−１Ｍｏ鋼））などが用いられてきた。
【０００３】
近年、火力発電プラントにおいては、地球温暖化防止の観点からＣＯ２などの排出量削減を目的に熱効率の向上が必要となり、ボイラの蒸気条件を高温、高圧化（例えば６００℃超、３００気圧）した新規プラントが次々に建設されている。また、一方では、高度成長期に建設された多数の既設プラントが順次計画寿命を迎え、新規プラントへ更新するか、または部分補修等により延命を図るかが、我が国のエネルギー政策とも関連して、大きな社会問題となりつつある。
【０００４】
一方、国内外からの規制緩和の要請を受けて、電力事業についても自由化が進行し、電力会社以外の会社や商社の参入が可能となって、価格競争が激化した結果、発電プラントでも従来以上に経済性が重要視されるようになっている。
【０００５】
この様な社会的な背景の下、発電プラントのコスト削減の一つの方法として、プラントで使用される耐熱構造部材をより高強度化して鋼材使用量を削減し、コストを低減することが指向され、その様な要求に応えられる高強度材の開発が進められている。
【０００６】
なかでも５５０ ℃程度までの比較的低温域では、従来、ＪＩＳ ＳＴＢＡ２２（１Ｃｒ−０．５Ｍｏ）、同ＳＴＢＡ２３（１．２５Ｃｒ−０．５Ｍｏ）、または同ＳＴＢＡ２４（２．２５Ｃｒ−１Ｍｏ）などのＣｒ−Ｍｏ系低合金鋼が使用されていたが、さらに高温強度を高める目的で、Ｍｏの一部をＷで置き換えた鋼（例えば特許文献１に開示される鋼）、Ｃｏ添加により焼入性を飛躍的に高めた鋼（例えば特許文献２に開示される鋼）などが開発されている。
【０００７】
これらの新しい鋼においては、ＷやＣｏによって高温での軟化抵抗が改善され、特に５００ ℃以上でのクリープ強度は、従来の汎用鋼に比べて向上しているが、高強度化したために、逆に靱性の劣化や、長時間クリープ延性（伸びおよび絞り）の低下が顕著となることが明らかとなっている。
【０００８】
このような靱性劣化を防いだり、耐再熱割れ性を向上させるために、Ｃｒ−Ｍｏ鋼に極微量のＴｉを添加したり、Ｎ量を極微量に制限した鋼が提案されている（特許文献３、４および５参照）。これらの鋼は確かに靱性は改善されているが、クリープ強度とクリープ延性を両立させた鋼ではない。
【０００９】
【特許文献１】
特開平８−１３４５８４号公報
【特許文献２】
特開平９−２６８３４３号公報
【特許文献３】
特開平８−１４４０１０号公報
【特許文献４】
特開２００１−１６４３３２号公報
【特許文献５】
特開２００１−２３４２７６号公報
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、発電プラントなどにおいて５５０ ℃程度までの温度域において使用される耐熱構造部材用の低合金鋼であって、従来鋼以上に高温強度と靱性が高く、さらに長時間クリープ延性にも優れた低合金鋼を提供することを目的とする。
【００１１】
【課題を解決するための手段】
発明者らは、上記の課題を達成するために、種々の耐熱用低合金鋼について、鋼の化学組成と金属組織（ミクロ組織）が長時間のクリープ変形特性（強度および延性）と靱性に及ぼす影響を詳細に検討した。その結果、次のような新しい知見を得た。
【００１２】
（ａ） Ｃｒ−Ｍｏ鋼にＶ、ＮｂおよびＴｉを添加すると、ＭＣ炭化物（ＭはＶ、Ｎｂ、Ｔｉが主体で一部Ｍｏを固溶する）が微細に分散析出して、Ｍｏの単独添加に比べると顕著な析出強化作用が得られ、高温クリープ強度が向上する。しかし、クリープ脆化感受性が大幅に増大し、クリープ延性が低下する。
【００１３】
（ｂ） 上記Ｖ、ＮｂおよびＴｉによるクリープ延性の低下は、希土類元素のうちのＮｄを微量添加すると、クリープ脆化感受性が改善されて防止でき、特にＮｄの含有量がＢ、ＴｉおよびＮの含有量との関係において下記の（１） 式で表されるＢｅｆｆ値が０．０００１〜０．００６０の範囲内になる量の場合にその効果が顕著で、クリープ延性が大幅に向上する。
【００１４】
Ｂｅｆｆ＝Ｂ−（１１／１４）Ｎ＋（１１／４８）Ｔｉ＋（１１／１４４）Ｎｄ ・・・・・・（１）
ここで、式中の元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を意味する。
【００１５】
（ｃ） Ｃｒ−Ｍｏ鋼にＢを添加すると、焼入性が向上し、強度および靱性を向上させるのに有効であるが、過剰なＢはかえって靱性を低下させるので、その含有量は０．００６０％以下に制限する必要がある。
【００１６】
（ｄ） Ｃｒ−Ｍｏ鋼では、Ｍｏの一部をＷに置換した場合、炭化物（例えば、▲１▼Ｍ３Ｃ、▲２▼Ｍ７Ｃ３および▲３▼Ｍ２３Ｃ６で、ＭはＦｅ、Ｃｒが主体でＭｏ、Ｗなどを若干固溶するが、Ｃｒ量の増加とともに▲１▼→▲２▼→▲３▼へと変化する）がより長時間安定となって、クリープ強度が向上する。しかし、靱性やクリープ延性が低下するので、Ｗの添加は避けるべきであるが、強度を重視して添加する場合、０．２０％までであれば特に問題はない。
【００１７】
（ｅ） Ｃｒ−Ｍｏ鋼にＣｏを添加すると、焼入性が向上し、クリープ強度が向上する。しかし、Ｃｏの添加も上記のＷの場合と同様に、クリープ脆化感受性を高め、クリープ延性が低下する。従って、Ｃｏも添加しない方がよいが、強度を重視して添加する場合、０．５０％以下であれば許容できる。
【００１８】
以上の知見に基づいて完成させた本発明の低合金鋼は下記（１）および（２）の鋼である。
【００１９】
（１）質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：０．１０％以下、Ｍｎ：０．００１ 〜０．３０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００８０％以下、Ｃｒ：０．４０〜１．５０％、Ｍｏ：０．２５〜１．００％、Ｖ：０．０３〜０．１５％、Ｎｂ：０．００１〜０．０７０％、Ｎｉ：０．００１ 〜０．３０％、Ｔｉ：０．００１〜０．０２０％、Ｂ：０．０００１〜０．００６０％、Ｎｄ：０．０００１〜０．０３０ ％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０％以下、Ｎ：０．００６０％未満、Ｏ（酸素）：０．００５０％以下を含み、残部はＦｅおよび不純物からなり、Ｔｉ、Ｂ、ＮおよびＮｄの含有量が下記の（１） 式で表されるＢｅｆｆ値で０．０００１〜０．００６０の範囲内にあることを特徴とする低合金鋼。
【００２０】
Ｂｅｆｆ＝Ｂ−（１１／１４）Ｎ＋（１１／４８）Ｔｉ＋（１１／１４４）Ｎｄ ・・・・・・（１）
ここで、式中の元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を意味する。
【００２１】
（２）上記（１）に記載の成分に加えて、さらに下記の第１群から第３群までのうちの少なくとも１群の中から選んだ少なくとも１種の成分を含み、残部はＦｅおよび不純物で、Ｔｉ、Ｂ、ＮおよびＮｄの含有量が上記の（１） 式を満足することを特徴とする低合金鋼。
【００２２】
第１群…質量％で、０．０１〜０．２０％のＷ。
第２群…質量％で、０．０１〜０．２０％のＣｕおよび０．０１〜０．５０％のＣｏ。
第３群…質量％で、０．０００１〜０．００５０％のＭｇ、０．０００１〜０．００５０％のＣａ、０．０００１〜０．０２０ ％のＬａ、０．０００１〜０．０２０ ％のＣｅ、０．０００１〜０．０４０ ％のＹ、０．０００１〜０．０４０ ％のＳｍおよび０．０００１〜０．０４０ ％のＰｒ。
【００２３】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の低合金鋼の化学組成を上記のように定めた理由について詳細に説明する。なお、以下において「％」は特に断らない限り「質量％」を表す。
【００２４】
Ｃ：０．０３〜０．１０％
Ｃはオーステナイト安定化元素であり、Ｃｒ−Ｍｏ鋼の基本の母相組織であるベイナイト組織またはマルテンサイト組織を安定化させるとともに、種々の炭化物を形成して高強度化に寄与する。そのためには、最低でも０．０３％の含有量が必要である。一方、０．１０％を超えると鋼が著しく硬化し、溶接性や加工性が急激に低下する。このため、Ｃ含有量は０．０３〜０．１０％とした。好ましいのは０．０４〜０．０８％、より好ましいのは０．０５〜０．０７％である。
【００２５】
Ｓｉ：０．１０％以下
Ｓｉは従来から耐酸化性の確保に重要な元素として耐熱構造部材用の低合金鋼でも常識的に添加されてきた。また、製鋼段階での脱酸剤としても必須と考えられてきた。しかし、本発明者らの研究結果によれば、その含有量を０．１０％以下に抑制すると、クリープ脆化のみならず、再熱脆化や割れ感受性が効果的に抑制でき、しかも耐酸化性への悪影響もないことが明らかとなった。このため、Ｓｉの含有量は０．１０％以下とする。好ましい上限は０．０８％、より好ましい上限は０．０５％である。
【００２６】
Ｍｎ：０．００１〜０．３０％
Ｍｎは、上記のＣと同様に、オーステナイト安定化元素であり、ベイナイトまたはマルテンサイト母相組織の安定化に重要であり、最低でも０．００１ ％の含有量が必要である。一方、過剰なＭｎは鋼のＡＣ１変態点を低下させるだけでなく、クリープ延性にも悪影響を及ぼすので、０．３０％以下とした。好ましいのは０．００１〜０．２５％、より好ましいのは０．００１〜０．２０％である。
【００２７】
Ｐ：０．０２０％以下
Ｐは不純物元素であり、過剰なＰは靭性などに悪影響及ぼす。しかし、本発明の鋼では０．０２０％までであれば特に問題ないので許容上限を０．０２０％とした。Ｐの含有量は少なければ少ないほどよい。
【００２８】
Ｓ：０．００８０％以下
Ｓは上記のＰと同様に不純物元素であり、過剰なＳは靭性などに悪影響及ぼす。しかし、本発明の鋼では０．００８０％までであれば特に問題ないので許容上限を０．００８０％とした。Ｓの含有量も少なければ少ないほどよい。
【００２９】
Ｃｒ：０．４０〜１．５０％
Ｃｒは高温で安定な炭化物を析出して低Ｃ系のベイナイトまたはマルテンサイト母相組織の安定化に不可欠な元素であり、最低でも０．４０％の含有量が必要である。一方、１．５０％を超えると、Ｍ７Ｃ３型炭化物の析出が顕著となり、クリープ強度が低下する。このため、Ｃｒ含有量は０．４０〜１．５０％とした。好ましい範囲は０．８０〜１．３０％、より好ましい範囲は１．００〜１．３０％である。
【００３０】
Ｍｏ：０．２５〜１．００％
Ｍｏは固溶強化元素であるとともに、Ｍ３Ｃ、Ｍ７Ｃ３およびＭ２３Ｃ６型の炭化物の安定化、さらにはＭｏ２Ｃ、またＭＣ型の炭化物の安定化に寄与し、クリープ強度の向上に寄与する。そのためには０．２５％以上の含有量が必要であるが、過剰なＭｏはベイナイトまたはマルテンサイト母相組織を不安定にするので、上限は１．００％とした。好ましいのは０．３０〜０．８０％、より好ましいのは０．３０〜０．７０％である。
【００３１】
Ｖ：０．０３〜０．１５％
Ｖは次に述べるＮｂとともにＭＣ型炭化物を形成して、高強度化に寄与するが、そのためには０．０３％以上の含有量が必要である。一方、０．１５％を超えると長時間クリープ延性を低下させるので、その上限は０．１５％とした。好ましい範囲は０．０４〜０．１２％、より好ましい範囲は０．０５〜０．１０％である。
【００３２】
Ｎｂ：０．００１〜０．０７０％
Ｎｂは上記のＶと同様に微細な炭化物を形成して高強度化に寄与するが、そのためには０．００１ ％以上の含有量が必要である。一方、０．０７０ ％を超えると過剰な炭窒化物を形成し、靭性を損う。従って、Ｎｂ含有量は０．００１〜０．０７０％とした。好ましいのは０．０２０〜０．０５０％、より好ましいのは０．０２５ 〜０．０４０ ％である。
【００３３】
Ｎｉ：０．００１〜０．３０％
Ｎｉは上記のＣおよびＭｎと同様にオーステナイト安定化元素であり、ベイナイトまたはマルテンサイト母相組織の安定化に重要で、最低でも０．００１ ％以上の含有量が必要であるが、過剰なＮｉは鋼のＡＣ１変態点を低下させる。このため、Ｎｉ含有量は０．００１ 〜０．３０％とした。好ましい範囲は０．００１ 〜０．２０％、より好ましい範囲は０．００１ 〜０．１８％である。
【００３４】
Ｔｉ：０．００１〜０．０２０％
Ｔｉは微細な炭化物を形成して高強度化に寄与するが、そのためには０．００１ ％以上の含有量が必要である。特に、その含有量が０．００５ ％以上の場合、クリープ延性の向上および再熱時の脆化や割れ抑制の効果が大きい。一方、０．０２０ ％を超えると、靱性に悪影響を及ぼす。このため、Ｔｉ含有量は０．００１ 〜０．０２０ ％とする。好ましいのは０．００５ 〜０．０２０ ％、より好ましいのは０．００８ 〜０．０１８ ％である。ただし、Ｔｉの含有量は後述する（１） 式で表されるＢｅｆｆ値が０．０００１〜０．００６０の範囲内になる量でなければならない。
【００３５】
Ｂ：０．０００１〜０．００６０％
Ｂは焼入性の向上に有効な元素であり、この効果を得るためには０．０００１％以上の含有量が必要である。一方、過剰なＢは靱性に悪影響を及ぼす。このため、Ｂ含有量は０．０００１〜０．００６０％とした。好ましい範囲は０．００１０〜０．００５０％、より好ましい範囲は０．００１０〜０．００４０％である。ただし、Ｂの含有量も後述する（１） 式で表されるＢｅｆｆ値が０．０００１〜０．００６０の範囲内になる量でなければならない。
【００３６】
Ｎｄ：０．０００１〜０．０３０％
Ｎｄは本発明の鋼にとって長時間クリープ延性を向上させるうえで欠くことのできない最も重要な元素の一つであり、最低でも０．０００１％の含有量が必要である。しかし、過剰なＮｄは靱性に好ましくない粗大な介在物を形成し、かえって靭性を低下させる。このため、Ｎｄ含有量は０．０００１〜０．０３０ ％とした。ただし、Ｎｄの含有量も上記のＴｉおよびＢと同様に、後述する（１） 式で表されるＢｅｆｆ値が０．０００１〜０．００６０の範囲内になる量でなければならない。
【００３７】
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０ ％以下
Ａｌは脱酸剤として重要な元素であるが、強度と靱性を両立させるためにはｓｏｌ．Ａｌで０．０１０ ％以下に抑制する必要がある。好ましい上限は０．００８ ％、より好ましい上限は０．００５ ％である。
【００３８】
Ｎ：０．００６０％未満
Ｎは固溶強化元素であるとともに炭窒化物を形成して高強度化に寄与する場合もあるが、本発明ではクリープ強度と靱性の両立、およびクリープ延性を向上させるうえで有害な不純物元素であるので、０．００６０％未満とした。好ましいのは０．００３０％以下である。ただし、Ｎの含有量は後述する（１） 式で表されるＢｅｆｆ値が０．０００１〜０．００６０の範囲内になる量でなければならない。
【００３９】
Ｏ（酸素）：０．００５０％以下
Ｏは不純物元素であり、過剰なＯは靭性などに悪影響及ぼす。しかし、本発明の鋼では０．００５０％までであれば特に問題ないので０．００５０％以下とした。Ｏ含有量は少ないほどよい。
【００４０】
Ｂ、Ｎ、ＴｉおよびＮｄの含有量の関係：
これらの元素の含有量は上記の範囲内において、下記の（１） 式で表されるＢｅｆｆ値が０．０００１〜０．００６０に範囲内になる量にする必要がある。
【００４１】
Ｂｅｆｆ＝Ｂ−（１１／１４）Ｎ＋（１１／４８）Ｔｉ＋（１１／１４４）Ｎｄ ・・・・・・（１）
即ち、Ｂｅｆｆ値が０．０００１未満の場合は、クリープ強度の向上効果が得られず、逆にＢｅｆｆ値が０．００６０を超えるとクリープ延性の向上効果が得られない。このことは、後述する実施例からも明らかである。
【００４２】
なお、上記の（１） 式は、鋼の焼入性を示しており、従来から知られている有効Ｂ量に加え、実験結果に基づいてＮｄの効果を明らかにして、本発明者らが始めて定めた関係式である。
【００４３】
Ｗ：
Ｗは添加しなくてもよい。添加すれば、炭化物を長時間安定にしてクリープ強度を向上させる作用を有する。従って、強度を重視し、高温長時間クリープ強度をより一層高めたい場合には積極的に添加してもよく、その効果は０．０１％以上の含有量で顕著になる。しかし、前述したように、その含有量が０．２０％を超えるとクリープ延性が低下するだけでなく、再熱脆化や割れ感受性を高める。このため、添加する場合のＷ含有量は０．０１〜０．２０％とするのがよい。さらに好ましいのは０．０５〜０．２０％である。
【００４４】
Ｃｕ、Ｃｏ：
これらの元素も添加しなくてもよい。添加すれば、はいずれもオーステナイト生成元素で、母相のベイナイト組織またはマルテンサイト組織の安定化に寄与してクリープ強度を向上させる。また、Ｃｏは鋼の焼入性を高めてクリープ強度を向上させる。従って、強度を重視し、高温長時間クリープ強度をより一層高めたい場合にはいずれか一方または両方を積極的に添加してもよく、その効果はいずれの元素も０．０１％以上の含有量で顕著になる。しかし、Ｃｕは０．２０％、Ｃｏは０．５０％を超えるとクリープ延性が低下する。このため、添加する場合のＣｕ含有量は０．０１〜０．２０％、Ｃｏ含有量は０．０１〜０．５０％とするのがよい。一層好ましいのは、Ｃｕ：０．０５〜０．１５％、Ｃｏ：０．０５〜０．５０％である。
【００４５】
Ｍｇ、Ｃａ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｙ、Ｓｍ、Ｐｒ：
これらの元素も添加しなくてもよい。添加すれば、いずれも鋼の鋳造時、特に連続鋳造時における凝固割れを防止する作用がある。従って、その効果を得たい場合には１種以上を積極的に添加してよく、この場合、いずれの元素も０．０００１％以上の含有量で上記の効果が顕著になる。しかし、ＭｇとＣａは０．００５０％、ＬａとＣｅは０．０２０ ％、Ｙ、ＳｍおよびＰｒは０．０４０ ％を超えると靱性が低下する。このため、添加する場合のこれら元素の含有量は、ＭｇとＣａはいずれも０．０００１〜０．００５０％、ＬａとＣｅはいずれも０．０００１〜０．０２０ ％、Ｙ、ＳｍおよびＰｒはいずれも０．０００１〜０．０４０ ％とするのがよい。
【００４６】
本発明の低合金鋼は、上記成分の残部が実質的にＦｅ、言い換えればＦｅと上記以外の不純物からなる鋼である。
【００４７】
なお、母相組織のベイナイト組織またはマルテンサイト組織は、所定の製品形状に成形された後の鋼を、Ａｒ３またはＡｃ３変態点（約８６０〜９２０℃）以上の温度域から急冷または空冷することで得られる。しかし、本発明の低合金鋼は、前記の急冷または空冷のままでは硬すぎるため、通常は表面の硬さがビッカース硬さＨｖで１８０〜２００程度となるように、その化学組成に応じた適宜な温度と時間（例えば、後述する実施例に示す温度と時間）で焼戻し処理して使用される。
【００４８】
【実施例】
表１から表４までに示す化学組成を有する４０種類の鋼を真空誘導溶解炉を用いて溶製し、１５０ ｋｇの鋼塊を得た。
【００４９】
【表１】
【表２】
【表３】
【表４】
得られた鋼塊は、熱間鍛造を行って厚さ５０ｍｍ、幅１５０ ｍｍの板状とした。また、得られた板材には、９５０ ℃に１時間加熱保持してから空冷した後、鋼の硬さがビッカース硬さＨｖで１８０〜２００程度となるように、７２０〜７６０℃に１時間加熱保持した後に空冷する焼戻し処理を施した。
【００５４】
熱処理後の板材は、組織を調べる一方、板材から、直径１０ｍｍ、標点距離（ＧＬ）５０ｍｍのクリープ試験片およびＪＩＳ Ｚ ２２０２に規定されるＶノッチ試験片を採取し、それぞれ下記条件のクリープ試験とシャルピー衝撃試験に供した。
【００５５】
１．クリープ試験
クリープ試験は、試験温度５５０℃、負荷応力２００ＭＰａで行い、破断時間（ｈ）を調べ、５０００時間以上のものを良好と評価した。
【００５６】
２．シャルピー衝撃試験
シャルピー衝撃試験は、試験温度−６０〜６０℃で行って破面遷移温度ｖＴｒｓ（℃）を調べ、ｖＴｒｓが−４０℃以下のものを靭性が優良「◎」、−４０℃を超え−２０℃以下のものを良好「○」、−２０℃を超え−０℃以下のものをやや不良「△」、−０℃を超えるものを不良「×」と評価した。
【００５７】
以上の結果を、焼戻し温度、表面硬さおよび調査した組織と合わせて表５に示した。
【００５８】
【表５】
【００５９】
これに対し、鋼Ｎｏ． ２５〜３８の比較鋼は、成分のいずれかが本発明で規定する範囲を外れているか、成分範囲に加えて、（１） 式で表されるＢｅｆｆ値が０．０００１〜０．００６０を外れているため、破断時間、伸びおよび絞りのうちのいずれか不良であり、靱性も悪い。また、鋼Ｎｏ． ３９と４０の比較鋼は、いずれの成分の含有量も本発明で規定する範囲内ではあるが、（１） 式で表されるＢｅｆｆ値が０．０００１〜０．００６０を外れているため、破断時間、伸びおよび絞りのうちのいずれか不良であり、靱性も悪い。
【００６０】
【発明の効果】
本発明の低合金鋼は、クリープ強度およびクリープ延性ともに優れており、しかも靭性も良好である。従って、発電プラントなどで、５５０℃程度までの温度域において使用される耐熱構造部材用の材料として極めて有効である。
Claims (8)
- 質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：０．１０％以下、Ｍｎ：０．００１ 〜０．３０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００８０％以下、Ｃｒ：０．４０〜１．５０％、Ｍｏ：０．２５〜１．００％、Ｖ：０．０３〜０．１５％、Ｎｂ：０．００１〜０．０７０％、Ｎｉ：０．００１ 〜０．３０％、Ｔｉ：０．００１〜０．０２０％、Ｂ：０．０００１〜０．００６０％、Ｎｄ：０．０００１〜０．０３０ ％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０ ％以下、Ｎ：０．００６０％未満、Ｏ（酸素）：０．００５０％以下を含み、残部はＦｅおよび不純物からなり、Ｔｉ、Ｂ、ＮおよびＮｄの含有量が下記の（１） 式で表されるＢｅｆｆ値で０．０００１〜０．００６０の範囲内にあることを特徴とする低合金鋼。
Ｂｅｆｆ＝Ｂ−（１１／１４）Ｎ＋（１１／４８）Ｔｉ＋（１１／１４４）Ｎｄ ・・・・・・（１）
ここで、式中の元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を意味する。 - 質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：０．１０％以下、Ｍｎ：０．００１ 〜０．３０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００８０％以下、Ｃｒ：０．４０〜１．５０％、Ｍｏ：０．２５〜１．００％、Ｖ：０．０３〜０．１５％、Ｎｂ：０．００１〜０．０７０％、Ｎｉ：０．００１ 〜０．３０％、Ｔｉ：０．００１〜０．０２０％、Ｂ：０．０００１〜０．００６０％、Ｎｄ：０．０００１〜０．０３０ ％、Ｗ：０．０１〜０．２０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０ ％以下、Ｎ：０．００６０％未満、Ｏ（酸素）：０．００５０％以下を含み、残部はＦｅおよび不純物からなり、Ｔｉ、Ｂ、ＮおよびＮｄの含有量が下記の（１） 式で表されるＢｅｆｆ値で０．０００１〜０．００６０の範囲内にあることを特徴とする低合金鋼。
Ｂｅｆｆ＝Ｂ−（１１／１４）Ｎ＋（１１／４８）Ｔｉ＋（１１／１４４）Ｎｄ ・・・・・・（１）
ここで、式中の元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を意味する。 - 質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：０．１０％以下、Ｍｎ：０．００１ 〜０．３０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００８０％以下、Ｃｒ：０．４０〜１．５０％、Ｍｏ：０．２５〜１．００％、Ｖ：０．０３〜０．１５％、Ｎｂ：０．００１〜０．０７０％、Ｎｉ：０．００１ 〜０．３０％、Ｔｉ：０．００１〜０．０２０％、Ｂ：０．０００１〜０．００６０％、Ｎｄ：０．０００１〜０．０３０ ％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０ ％以下、Ｎ：０．００６０％未満、Ｏ（酸素）：０．００５０％以下、さらにＣｕ：０．０１〜０．２０％およびＣｏ：０．０１〜０．５０％のうちの１種以上を含み、残部はＦｅおよび不純物からなり、Ｔｉ、Ｂ、ＮおよびＮｄの含有量が下記の（１） 式で表されるＢｅｆｆ値で０．０００１〜０．００６０の範囲内にあることを特徴とする低合金鋼。
Ｂｅｆｆ＝Ｂ−（１１／１４）Ｎ＋（１１／４８）Ｔｉ＋（１１／１４４）Ｎｄ ・・・・・・（１）
ここで、式中の元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を意味する。 - 質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：０．１０％以下、Ｍｎ：０．００１ 〜０．３０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００８０％以下、Ｃｒ：０．４０〜１．５０％、Ｍｏ：０．２５〜１．００％、Ｖ：０．０３〜０．１５％、Ｎｂ：０．００１〜０．０７０％、Ｎｉ：０．００１ 〜０．３０％、Ｔｉ：０．００１〜０．０２０％、Ｂ：０．０００１〜０．００６０％、Ｎｄ：０．０００１〜０．０３０ ％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０ ％以下、Ｎ：０．００６０％未満、Ｏ（酸素）：０．００５０％以下、さらにＭｇ：０．０００１〜０．００５０％、Ｃａ：０．０００１〜０．００５０％、Ｌａ：０．０００１〜０．０２０ ％、Ｃｅ：０．０００１〜０．０２０ ％、Ｙ：０．０００１〜０．０４０ ％、Ｓｍ：０．０００１〜０．０４０ ％およびＰｒ：０．０００１〜０．０４０ ％のうちの１種以上を含み、残部はＦｅおよび不純物からなり、Ｔｉ、Ｂ、ＮおよびＮｄの含有量が下記の（１） 式で表されるＢｅｆｆ値で０．０００１〜０．００６０の範囲内にあることを特徴とする低合金鋼。
Ｂｅｆｆ＝Ｂ−（１１／１４）Ｎ＋（１１／４８）Ｔｉ＋（１１／１４４）Ｎｄ ・・・・・・（１）
ここで、式中の元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を意味する。 - 質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：０．１０％以下、Ｍｎ：０．００１ 〜０．３０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００８０％以下、Ｃｒ：０．４０〜１．５０％、Ｍｏ：０．２５〜１．００％、Ｖ：０．０３〜０．１５％、Ｎｂ：０．００１〜０．０７０％、Ｎｉ：０．００１ 〜０．３０％、Ｔｉ：０．００１〜０．０２０％、Ｂ：０．０００１〜０．００６０％、Ｎｄ：０．０００１〜０．０３０ ％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０ ％以下、Ｎ：０．００６０％未満、Ｏ（酸素）：０．００５０％以下、さらにＣｕ：０．０１〜０．２０％およびＣｏ：０．０１〜０．５０％のうちの１種以上、並びにＭｇ：０．０００１〜０．００５０％、Ｃａ：０．０００１〜０．００５０％、Ｌａ：０．０００１〜０．０２０ ％、Ｃｅ：０．０００１〜０．０２０ ％、Ｙ：０．０００１〜０．０４０ ％、Ｓｍ：０．０００１〜０．０４０ ％およびＰｒ：０．０００１〜０．０４０ ％のうちの１種以上を含み、残部はＦｅおよび不純物からなり、Ｔｉ、Ｂ、ＮおよびＮｄの含有量が下記の（１） 式で表されるＢｅｆｆ値で０．０００１〜０．００６０の範囲内にあることを特徴とする低合金鋼。
Ｂｅｆｆ＝Ｂ−（１１／１４）Ｎ＋（１１／４８）Ｔｉ＋（１１／１４４）Ｎｄ ・・・・・・（１）
ここで、式中の元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を意味する。 - 質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：０．１０％以下、Ｍｎ：０．００１ 〜０．３０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００８０％以下、Ｃｒ：０．４０〜１．５０％、Ｍｏ：０．２５〜１．００％、Ｖ：０．０３〜０．１５％、Ｎｂ：０．００１〜０．０７０％、Ｎｉ：０．００１ 〜０．３０％、Ｔｉ：０．００１〜０．０２０％、Ｂ：０．０００１〜０．００６０％、Ｎｄ：０．０００１〜０．０３０ ％、Ｗ：０．０１〜０．２０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０ ％以下、Ｎ：０．００６０％未満、Ｏ（酸素）：０．００５０％以下、さらにＣｕ：０．０１〜０．２０％およびＣｏ：０．０１〜０．５０％のうちの１種以上を含み、残部はＦｅおよび不純物からなり、Ｔｉ、Ｂ、ＮおよびＮｄの含有量が下記の（１） 式で表されるＢｅｆｆ値で０．０００１〜０．００６０の範囲内にあることを特徴とする低合金鋼。
Ｂｅｆｆ＝Ｂ−（１１／１４）Ｎ＋（１１／４８）Ｔｉ＋（１１／１４４）Ｎｄ ・・・・・・（１）
ここで、式中の元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を意味する。 - 質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：０．１０％以下、Ｍｎ：０．００１ 〜０．３０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００８０％以下、Ｃｒ：０．４０〜１．５０％、Ｍｏ：０．２５〜１．００％、Ｖ：０．０３〜０．１５％、Ｎｂ：０．００１〜０．０７０％、Ｎｉ：０．００１ 〜０．３０％、Ｔｉ：０．００１〜０．０２０％、Ｂ：０．０００１〜０．００６０％、Ｎｄ：０．０００１〜０．０３０ ％、Ｗ：０．０１〜０．２０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０ ％以下、Ｎ：０．００６０％未満、Ｏ（酸素）：０．００５０％以下、さらにＭｇ：０．０００１〜０．００５０％、Ｃａ：０．０００１〜０．００５０％、Ｌａ：０．０００１〜０．０２０ ％、Ｃｅ：０．０００１〜０．０２０ ％、Ｙ：０．０００１〜０．０４０ ％、Ｓｍ：０．０００１〜０．０４０ ％およびＰｒ：０．０００１〜０．０４０ ％のうちの１種以上を含み、残部はＦｅおよび不純物からなり、Ｔｉ、Ｂ、ＮおよびＮｄの含有量が下記の（１） 式で表されるＢｅｆｆ値で０．０００１〜０．００６０の範囲内にあることを特徴とする低合金鋼。
Ｂｅｆｆ＝Ｂ−（１１／１４）Ｎ＋（１１／４８）Ｔｉ＋（１１／１４４）Ｎｄ ・・・・・・（１）
ここで、式中の元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を意味する。 - 質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：０．１０％以下、Ｍｎ：０．００１ 〜０．３０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００８０％以下、Ｃｒ：０．４０〜１．５０％、Ｍｏ：０．２５〜１．００％、Ｖ：０．０３〜０．１５％、Ｎｂ：０．００１〜０．０７０％、Ｎｉ：０．００１ 〜０．３０％、Ｔｉ：０．００１〜０．０２０％、Ｂ：０．０００１〜０．００６０％、Ｎｄ：０．０００１〜０．０３０ ％、Ｗ：０．０１〜０．２０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０ ％以下、Ｎ：０．００６０％未満、Ｏ（酸素）：０．００５０％以下、さらにＣｕ：０．０１〜０．２０％およびＣｏ：０．０１〜０．５０％のうちの１種以上、並びにＭｇ：０．０００１〜０．００５０％、Ｃａ：０．０００１〜０．００５０％、Ｌａ：０．０００１〜０．０２０ ％、Ｃｅ：０．０００１〜０．０２０ ％、Ｙ：０．０００１〜０．０４０ ％、Ｓｍ：０．０００１〜０．０４０ ％およびＰｒ：０．０００１〜０．０４０ ％のうちの１種以上を含み、残部はＦｅおよび不純物からなり、Ｔｉ、Ｂ、ＮおよびＮｄの含有量が下記の（１） 式で表されるＢｅｆｆ値で０．０００１〜０．００６０の範囲内にあることを特徴とする低合金鋼。
Ｂｅｆｆ＝Ｂ−（１１／１４）Ｎ＋（１１／４８）Ｔｉ＋（１１／１４４）Ｎｄ ・・・・・・（１）
ここで、式中の元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を意味する。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2002271034A JP3775371B2 (ja) | 2002-09-18 | 2002-09-18 | 低合金鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2002271034A JP3775371B2 (ja) | 2002-09-18 | 2002-09-18 | 低合金鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2004107719A true JP2004107719A (ja) | 2004-04-08 |
| JP3775371B2 JP3775371B2 (ja) | 2006-05-17 |
Family
ID=32268469
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2002271034A Expired - Fee Related JP3775371B2 (ja) | 2002-09-18 | 2002-09-18 | 低合金鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3775371B2 (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2006112428A1 (ja) * | 2005-04-18 | 2006-10-26 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | 低合金鋼 |
| WO2007029687A1 (ja) | 2005-09-06 | 2007-03-15 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | 低合金鋼 |
| CN106086692A (zh) * | 2016-06-13 | 2016-11-09 | 上海大学 | 反应堆乏燃料贮运用特种钢基合金材料及其制备方法 |
| CN113088816A (zh) * | 2021-03-27 | 2021-07-09 | 京泰控股集团有限公司 | 一种家具用钢制材料及其制备方法 |
-
2002
- 2002-09-18 JP JP2002271034A patent/JP3775371B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (12)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2006112428A1 (ja) * | 2005-04-18 | 2006-10-26 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | 低合金鋼 |
| EP1873270A1 (en) * | 2005-04-18 | 2008-01-02 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Low alloy steel |
| JPWO2006112428A1 (ja) * | 2005-04-18 | 2008-12-11 | 住友金属工業株式会社 | 低合金鋼 |
| KR100915489B1 (ko) * | 2005-04-18 | 2009-09-03 | 수미도모 메탈 인더스트리즈, 리미티드 | 저합금강 |
| EP1873270A4 (en) * | 2005-04-18 | 2009-12-02 | Sumitomo Metal Ind | LOW ALLOY STEEL |
| JP4561834B2 (ja) * | 2005-04-18 | 2010-10-13 | 住友金属工業株式会社 | 低合金鋼 |
| WO2007029687A1 (ja) | 2005-09-06 | 2007-03-15 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | 低合金鋼 |
| KR100985354B1 (ko) * | 2005-09-06 | 2010-10-04 | 수미도모 메탈 인더스트리즈, 리미티드 | 저합금강 |
| US7935303B2 (en) | 2005-09-06 | 2011-05-03 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Low alloy steel |
| JP4816642B2 (ja) * | 2005-09-06 | 2011-11-16 | 住友金属工業株式会社 | 低合金鋼 |
| CN106086692A (zh) * | 2016-06-13 | 2016-11-09 | 上海大学 | 反应堆乏燃料贮运用特种钢基合金材料及其制备方法 |
| CN113088816A (zh) * | 2021-03-27 | 2021-07-09 | 京泰控股集团有限公司 | 一种家具用钢制材料及其制备方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3775371B2 (ja) | 2006-05-17 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP4561834B2 (ja) | 低合金鋼 | |
| WO2007091535A1 (ja) | フェライト系耐熱鋼 | |
| JP4816642B2 (ja) | 低合金鋼 | |
| JPH05345949A (ja) | 靱性とクリープ強度に優れた低Ｃｒフェライト系耐熱鋼 | |
| JP3982069B2 (ja) | 高Ｃｒフェライト系耐熱鋼 | |
| JP5137934B2 (ja) | フェライト系耐熱鋼 | |
| JP2008518103A (ja) | クリープ抵抗を有するマルテンサイト硬化可能な調質鋼 | |
| JP3775371B2 (ja) | 低合金鋼 | |
| JPH11209851A (ja) | ガスタービンディスク材 | |
| JPH0543986A (ja) | 溶接熱影響部の強度低下の小さい高クロムフエライト耐熱鋼 | |
| JP4177136B2 (ja) | 含Ｂ高Ｃｒ耐熱鋼の製造方法 | |
| JP2680567B2 (ja) | 高強度低合金耐熱鋼 | |
| JP2716807B2 (ja) | 高強度低合金耐熱鋼 | |
| JP3424314B2 (ja) | 耐熱鋼 | |
| JP3196587B2 (ja) | 高Ｃｒフェライト系耐熱鋼 | |
| JPH1036944A (ja) | マルテンサイト系耐熱鋼 | |
| JP2002241903A (ja) | 高Ｃｒフェライト系耐熱鋼材 | |
| JP2004002963A (ja) | 耐熱鋼及びその製造方法 | |
| JP3177633B2 (ja) | 高温強度に優れた極低Ｍｎ低Ｃｒフェライト耐熱鋼 | |
| JP3662151B2 (ja) | 耐熱鋳鋼及びその熱処理方法 | |
| JPS63183155A (ja) | 高強度オ−ステナイト系耐熱合金 | |
| JP3565155B2 (ja) | 高強度低合金耐熱鋼 | |
| JPH0639659B2 (ja) | 耐酸化性と溶接性に優れた高強度高クロム鋼 | |
| JP4284010B2 (ja) | 耐熱鋼 | |
| JP3397508B2 (ja) | 耐熱鋼 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20040921 |
|
| RD02 | Notification of acceptance of power of attorney |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A7422 Effective date: 20041227 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20060118 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20060131 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20060213 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 3775371 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100303 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100303 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110303 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120303 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130303 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130303 Year of fee payment: 7 |
|
| S111 | Request for change of ownership or part of ownership |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313111 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130303 Year of fee payment: 7 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140303 Year of fee payment: 8 |
|
| S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |