JP2021070857A - 高温クリープ強度と優れた加工性を有するフェライト系ステンレス鋼 - Google Patents
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Abstract
【課題】レキュペータ熱交換器用やその他の熱収支を高める熱交換器用に適する、８００℃以上での高温クリープ強度と、加工性とに優れたフェライト系ステンレス鋼の提供。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０４０％以下、Ｓｉ：０．４０〜１．２０％、Ｍｎ：０．０１〜０．６０％、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：２０．００〜２５．００％、Ｍｏ：０．０１〜１．００％、Ｗ：０．０１〜１．５０％、Ａｌ：０．６０〜１．４０％、Ｔｉ：０．０１〜０．９０％、Ｎｂ：０．１０〜１．２０％、Ｎ：０．０５０％以下を有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなることを特徴とする高温クリープ強度と優れた加工性を有するフェライト系ステンレス鋼。【選択図】なし
Description
この出願は、レキュペレータ（復熱装置）熱交換器用や他の熱収支を高める熱交換器用などの、高温かつ腐食性燃焼ガス環境下で使用される、高温クリープ特性と優れた加工性を有するフェライト系ステンレス鋼に関する。
従来のレキュペレータなどの熱収支を高める熱交換器では、使用環境においてメタルの最高温度は約７５０℃と高温であり、当該温度域で耐えうる鋼材としては、フェライト系耐熱鋼（Ｃｒ−Ｓｉ−Ａｌ鋼）として知られているＤＩＮ規格鋼種のＸ１０ＣｒＡｌ２４などが利用されている。
しかし、熱効率のさらなる向上のためには、例えば８００℃以上といったように、使用環境温度の上昇が必要とされるものの、すると、高温環境においては酸化や腐食による鋼材の減肉量が著しくなる。そこで、鋼材にはさらなる耐高温酸化性が要求されることに加えて、高温クリープ強度も要求されることとなる。高温下ではクリープ強度が低下して鋼材が使用時に変形してしまうため、鋼材を長寿命化させ経済性を高めるためには、より優れた高温クリープ強度が要求されるからである。
こうした要請に対しては、耐用温度の高い鋼材としてオーステナイト系ステンレス鋼やＮｉ基合金が有用であろうが、とはいえ、これらはＮｉなどの合金元素量が多くなるので、経済性に優れない。
この点、フェライト系ステンレス鋼は、Ｎｉなどの合金元素量が少ないことから経済性に優れているところ、ＨｆやＺｒといったレアメタルを添加することによって、高温でのクリープ強度を改善する方法が提案されている（例えば、特許文献１参照。）。
しかしながら、特許文献１に記載の方法はＴｉを含んでおらず、また６５０℃におけるクリープ強度を改善した例が示されるに止まっている。またこれらは炭化物や窒化物生成元素の添加による強化であるところ、一般に炭化物や窒化物の析出が速いことから、より高温での強化作用は小さくなる。そこで、現状のレキュペレータ用熱交換器の使用環境温度をさらに上昇させることにはつながらない技術である。またレアメタルは希少価値が高いことから、経済性を悪化させ、また原料の安定供給性も課題となる。
しかしながら、特許文献１に記載の方法はＴｉを含んでおらず、また６５０℃におけるクリープ強度を改善した例が示されるに止まっている。またこれらは炭化物や窒化物生成元素の添加による強化であるところ、一般に炭化物や窒化物の析出が速いことから、より高温での強化作用は小さくなる。そこで、現状のレキュペレータ用熱交換器の使用環境温度をさらに上昇させることにはつながらない技術である。またレアメタルは希少価値が高いことから、経済性を悪化させ、また原料の安定供給性も課題となる。
さて、フェライト系ステンレス鋼では、高温強度の向上として固溶強化を得るために、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｂ等の合金が添加されているもの、あるいは析出強化を得るためにＴｉ、Ｎｂ等の合金が添加されているものなどがある。それらのなかには、析出強化を得るために、Ｌａｖｅｓ相を析出させているものもある。しかしながら、Ｌａｖｅｓ相は製造過程で析出または晶出しうることから、製品状態で残存していると、使用時のＬａｖｅｓ相の析出量が減少することとなるので、十分な高温クリープ強度が得られないものとなり易い。このため使用前に、固溶化熱処理が必要となる。もっとも含有されている元素量で決まるＬａｖｅｓ相は、成分組成によって固溶温度が異なっているのであって、固溶点が高くなる組成の場合であれば固溶化させるために高い熱処理温度とする必要が生じる。すると、高温で処理することによって、結果的に結晶粒が粗大化を招いてしまい、靱性や加工性を低下させるという問題があった。
また、高温強度向上およびシャルピー衝撃試験における破面率での低温靱性評価のため、Ｎｂの影響を示している文献がある（特許文献５参照。）。しかし、Ｎｂの固溶または析出などの形態が示されておらず、どのようにこれらの特性を向上させたかについての具体的な言及がなされていない。また、高温特性は高温強度についての言及に止まっており、クリープ特性を向上させることについて顧慮されておらず示唆もない。また、この技術ではＣｒ、Ｔｉ、Ａｌの含有量が少ないことから、耐酸化性は不十分である。
あるいは、特許文献２では高温強度および耐高温酸化を向上させる方法を提案しているが、Ｍｏ、Ｗの複合添加（総和で４．３％以上）が必要であることから、合金量が多くコストが高い問題がある。
さらに、経済性に優れたフェライト系ステンレス鋼における高温特性を向上させる方法として、（Ｆｅ、Ｃｒ、Ｓｉ）2（Ｎｂ、Ｔｉ） からなるＬａｖｅｓ相の析出による手法を示している発明がある（例えば、特許文献３参照。）。一般的に高温特性の中でもクリープ強度を向上させるためには、高温環境による結晶粒のすべりを抑制するために、Ｌａｖｅｓ相などの粒界析出が有効である。しかし、靱性、すなわち冷間加工性については言及や示唆がない。またＬａｖｅｓ相に含まれるＭｏ、Ｗの影響およびその含有量について示されていない。
また、さらに、Ｍｏ、Ｗのいずれか１種または２種を０．５〜３．００％添加することを必須としている発明が特許されている（特許文献４参照。）。しかし、この発明では、これらの元素の影響について個別に言及されておらず、また、これらの元素と強化相であるＬａｖｅｓ相の関係について明らかにされていなかった。
本発明が解決しようとする課題は、レキュペレータ（復熱装置）熱交換器用や他の熱収支を高める熱交換器用に適する、８００℃以上の温度、例えば８５０℃の温度での、高温クリープ強度と加工性および経済性に優れたフェライト系ステンレス鋼を提供することである。
本発明の課題を解決するための手段は、
第１の手段では、質量％で、Ｃ：０．０４０％以下、Ｓｉ：０．４０〜１．２０％、Ｍｎ：０．０１〜０．６０％、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：２０．００〜２５．００％、Ｍｏ：０．０１〜１．００％、Ｗ：０．０１〜１．５０％、Ａｌ：０．６０〜１．４０％、Ｔｉ：０．０１〜０．９０％、Ｎｂ：０．１０〜１．２０％、Ｎ：０．０５０％以下を有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなることを特徴とする高温クリープ強度と優れた加工性を有するフェライト系ステンレス鋼である。
第１の手段では、質量％で、Ｃ：０．０４０％以下、Ｓｉ：０．４０〜１．２０％、Ｍｎ：０．０１〜０．６０％、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：２０．００〜２５．００％、Ｍｏ：０．０１〜１．００％、Ｗ：０．０１〜１．５０％、Ａｌ：０．６０〜１．４０％、Ｔｉ：０．０１〜０．９０％、Ｎｂ：０．１０〜１．２０％、Ｎ：０．０５０％以下を有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなることを特徴とする高温クリープ強度と優れた加工性を有するフェライト系ステンレス鋼である。
第２の手段は、さらに４（Ｃ＋Ｎ）≦Ｔｉ＋Ｎｂ≦１．６０％を満足することを特徴とする第１の手段に記載のフェライト系ステンレス鋼である。
ただし、元素記号には、各成分組成の質量％の値を代入する。
ただし、元素記号には、各成分組成の質量％の値を代入する。
第３の手段は、さらに（Ｔｉ＋Ｎｂ）／（Ｍｏ＋Ｗ）≧０．４７を満足することを特徴とする、第１または第２のいずれかの手段に記載のフェライト系ステンレス鋼である。
ただし、元素記号には、各成分組成の質量％の値を代入する。
ただし、元素記号には、各成分組成の質量％の値を代入する。
第４の手段は、さらにＷ≧２×Ｍｏを満足することを特徴とする、第１〜第３のいずれか１の手段に記載のフェライト系ステンレス鋼である。
ただし、元素記号には、各成分組成の質量％の値を代入する。
ただし、元素記号には、各成分組成の質量％の値を代入する。
上記の手段とすることで、本発明のフェライトステンレス鋼からなる鋼材は、鋼材の８５０℃での高温クリープ強度を示す破断時間は５００時間を超えて高温クリープ強度に優れており、かつシャルピー衝撃値の吸収エネルギーが７０ｍＪ／ｃｍ2を超えており、加工性にも優れているフェライト系ステンレス鋼である。
先ず、発明を実施するための形態の説明に先立って、本発明によるフェライト系ステンレス鋼の化学成分の含有量の限定理由を化学成分ごとに順次説明する。なお、含有量における％は、質量％であり、各化学成分の残部はＦｅおよび不可避不純物であり鋼を形成する。また、Ｔｉ＋Ｎｂ、（Ｔｉ＋Ｎｂ）／（Ｍｏ＋Ｗ）といった式の値は、各元素の部分に当該元素の含有量（質量％）を代入して求めた値である。
Ｃ：０．０４０％以下
Ｃは、高温でのクリープ強度を向上させる元素であるが、その含有量が０．０４０％より多い場合には、硬さが上昇して靭性の低下および加工性の低下を招く。したがって、本成分系においては、Ｃは０．０４０％以下と低くする。そこで、Ｃは０．０４０％以下とする。
Ｃは、高温でのクリープ強度を向上させる元素であるが、その含有量が０．０４０％より多い場合には、硬さが上昇して靭性の低下および加工性の低下を招く。したがって、本成分系においては、Ｃは０．０４０％以下と低くする。そこで、Ｃは０．０４０％以下とする。
Ｓｉ：０．４０〜１．２０％
Ｓｉは、製鋼の際に脱酸剤として用いられるとともに、製造および溶接の際の溶鋼の流動性を高め、さらに耐酸化性および耐スケール剥離性を向上するとともにクリープ強度を向上させるＬａｖｅｓ相の形成に必要な元素で、０．４０％以上が必要である。しかし、Ｓｉ含有量が１．２０％より多い場合には、硬さが上昇して靭性の低下および加工性の低下を招く。そこで、Ｓｉは０．４０〜１．２０％とする。
Ｓｉは、製鋼の際に脱酸剤として用いられるとともに、製造および溶接の際の溶鋼の流動性を高め、さらに耐酸化性および耐スケール剥離性を向上するとともにクリープ強度を向上させるＬａｖｅｓ相の形成に必要な元素で、０．４０％以上が必要である。しかし、Ｓｉ含有量が１．２０％より多い場合には、硬さが上昇して靭性の低下および加工性の低下を招く。そこで、Ｓｉは０．４０〜１．２０％とする。
Ｍｎ：０．０１〜０．６０％
Ｍｎは、Ｓｉと同様に製鋼の際に脱酸剤として用いられるとともに、耐酸化性および耐スケール剥離性を向上する元素である。このためには、Ｍｎは０．０１％以上が必要である。しかし、Ｍｎの含有量が０．６０％より多い場合、オーステナイト相が形成されて異常酸化の起点を招くとともに、このオーステナイト相は熱膨張係数がフェライト相に比較して大きいため、寸法変化を生じる恐れがあるので、Ｍｎは０．６０％以下とする。そこで、Ｍｎは０．０１〜０．６０％とする。
Ｍｎは、Ｓｉと同様に製鋼の際に脱酸剤として用いられるとともに、耐酸化性および耐スケール剥離性を向上する元素である。このためには、Ｍｎは０．０１％以上が必要である。しかし、Ｍｎの含有量が０．６０％より多い場合、オーステナイト相が形成されて異常酸化の起点を招くとともに、このオーステナイト相は熱膨張係数がフェライト相に比較して大きいため、寸法変化を生じる恐れがあるので、Ｍｎは０．６０％以下とする。そこで、Ｍｎは０．０１〜０．６０％とする。
Ｐ：０．０４０％以下
Ｐは、０．０４０％より多いと、得られた鋼の熱間加工性を低下する。そこで、Ｐは０．０４０％以下とする。
Ｐは、０．０４０％より多いと、得られた鋼の熱間加工性を低下する。そこで、Ｐは０．０４０％以下とする。
Ｓ：０．０３０％以下
Ｓは、０．０３０％より多いと、得られた鋼の熱間加工性を低下する。そこで、Ｓは０．０３０％以下とする。
Ｓは、０．０３０％より多いと、得られた鋼の熱間加工性を低下する。そこで、Ｓは０．０３０％以下とする。
Ｃｒ：２０．００〜２５．００％
Ｃｒは、フェライト系ステンレス鋼の基本成分の一つでフェライト相を安定させるとともに、高温用材料として重要視される耐酸化性の改善に重要な元素である。高い耐酸化性を満足するために、Ｃｒは２０．００％以上含有させる。しかし、Ｃｒは２５．００％を超えて含有させると、靭性および加工性を低下するので、２５．００％以下とする。そこで、Ｃｒは２０．００〜２５．００％とする。
Ｃｒは、フェライト系ステンレス鋼の基本成分の一つでフェライト相を安定させるとともに、高温用材料として重要視される耐酸化性の改善に重要な元素である。高い耐酸化性を満足するために、Ｃｒは２０．００％以上含有させる。しかし、Ｃｒは２５．００％を超えて含有させると、靭性および加工性を低下するので、２５．００％以下とする。そこで、Ｃｒは２０．００〜２５．００％とする。
Ｍｏ：０．０１〜１．００％
Ｍｏは、高温強度、耐酸化性の向上の確保に有効であり、このためにはＭｏは０．０１％多く含有させる必要がある。しかし、Ｍｏは１．００％より多く含有されると、Ｌａｖｅｓ相の固溶点が上昇するため、製造過程において晶出または析出したＬａｖｅｓ相を固溶させるための熱処理を行う場合に、より高い温度が必要となる結果、高温固溶化処理によって、結晶粒が粗大化して加工性や靭性が低下する。そこで、Ｍｏは０.０１〜１．００％とする。
Ｍｏは、高温強度、耐酸化性の向上の確保に有効であり、このためにはＭｏは０．０１％多く含有させる必要がある。しかし、Ｍｏは１．００％より多く含有されると、Ｌａｖｅｓ相の固溶点が上昇するため、製造過程において晶出または析出したＬａｖｅｓ相を固溶させるための熱処理を行う場合に、より高い温度が必要となる結果、高温固溶化処理によって、結晶粒が粗大化して加工性や靭性が低下する。そこで、Ｍｏは０.０１〜１．００％とする。
Ｗ：０．０１〜１．５０％
Ｗは、Ｍｏと同様に、高温強度、耐酸化性の向上の確保に有効であり、このためにはＷは０．０１％多く含有させる必要がある。しかし、Ｗは１．５０％より多く含有されると、Ｌａｖｅｓ相の固溶点が上昇するため、製造過程において晶出または析出したＬａｖｅｓ相を固溶させるための熱処理を行う場合に、より高い温度が必要となる結果、高温固溶化処理によって、結晶粒が粗大化して加工性や靭性が低下する。そこで、Ｗは０．０１〜１．５０％とする。
Ｗは、Ｍｏと同様に、高温強度、耐酸化性の向上の確保に有効であり、このためにはＷは０．０１％多く含有させる必要がある。しかし、Ｗは１．５０％より多く含有されると、Ｌａｖｅｓ相の固溶点が上昇するため、製造過程において晶出または析出したＬａｖｅｓ相を固溶させるための熱処理を行う場合に、より高い温度が必要となる結果、高温固溶化処理によって、結晶粒が粗大化して加工性や靭性が低下する。そこで、Ｗは０．０１〜１．５０％とする。
Ａｌ：０．６０〜１．４０％
Ａｌは、脱酸能の高い元素であり、上記のＳｉと同様に製鋼の際に脱酸剤として用いられるとともに、高温酸化性環境下で表面に緻密な酸化性皮膜を形成することで、耐酸化性を向上させる元素であり、十分に耐酸化性を向上させるためには、Ａｌは０．６０％以上含有させる必要がある。しかし、Ａｌは１．４０％より多く含有されると、鋼の靭性および加工性が低下するため、Ａｌの上限を１．４０％とする。そこで、Ａｌは０．６０〜１．４０％とする。
Ａｌは、脱酸能の高い元素であり、上記のＳｉと同様に製鋼の際に脱酸剤として用いられるとともに、高温酸化性環境下で表面に緻密な酸化性皮膜を形成することで、耐酸化性を向上させる元素であり、十分に耐酸化性を向上させるためには、Ａｌは０．６０％以上含有させる必要がある。しかし、Ａｌは１．４０％より多く含有されると、鋼の靭性および加工性が低下するため、Ａｌの上限を１．４０％とする。そこで、Ａｌは０．６０〜１．４０％とする。
Ｔｉ：０．０１〜０．９０％
Ｔｉは、固溶強化により高温強度を向上させる元素で、Ｔｉの添加はＬａｖｅｓ相の析出に不可欠であり、このＬａｖｅｓ相の形成により固溶強化による高温強度の向上が果たされる。そこで、Ｔｉは０．０１％以上とする、しかし、Ｔｉは強力な炭窒化物の形成元素であり、Ｔｉが０．９０％より多く含有されると、炭窒化物の形成による異常酸化の起点となり、耐酸化性が劣化する。そこで、Ｔｉは０．０１〜０．９０％とする。
Ｔｉは、固溶強化により高温強度を向上させる元素で、Ｔｉの添加はＬａｖｅｓ相の析出に不可欠であり、このＬａｖｅｓ相の形成により固溶強化による高温強度の向上が果たされる。そこで、Ｔｉは０．０１％以上とする、しかし、Ｔｉは強力な炭窒化物の形成元素であり、Ｔｉが０．９０％より多く含有されると、炭窒化物の形成による異常酸化の起点となり、耐酸化性が劣化する。そこで、Ｔｉは０．０１〜０．９０％とする。
Ｎｂ：０．１０〜１．２０％
Ｎｂは、Ｔｉと同様に、固溶強化により高温強度を向上させる元素で、Ｎｂの複合添加はＬａｖｅｓ相の析出に不可欠であり、このＬａｖｅｓ相の形成により固溶強化による高温強度の向上が果たされる。そこで、Ｎｂは０．１０％以上とする、しかし、Ｎｂは強力な炭窒化物の形成元素であり、Ｎｂが１．２０％より多く含有されると、炭窒化物の形成による異常酸化の起点となり、耐酸化性が劣化する。そこで、Ｎｂは０．１０〜１．２０％とする。
Ｎｂは、Ｔｉと同様に、固溶強化により高温強度を向上させる元素で、Ｎｂの複合添加はＬａｖｅｓ相の析出に不可欠であり、このＬａｖｅｓ相の形成により固溶強化による高温強度の向上が果たされる。そこで、Ｎｂは０．１０％以上とする、しかし、Ｎｂは強力な炭窒化物の形成元素であり、Ｎｂが１．２０％より多く含有されると、炭窒化物の形成による異常酸化の起点となり、耐酸化性が劣化する。そこで、Ｎｂは０．１０〜１．２０％とする。
Ｎ：０．０５０％以下
Ｎは、０．０５０％より多く含有されると、ＴｉやＮｂと結合し、Ｔｉ化合物やＮｂ化合物を析出して衝撃が付与された際に生じる亀裂の伝播経路となるため、靭性を低下させる。そこで、Ｎは０．０５０％以下とする。
Ｎは、０．０５０％より多く含有されると、ＴｉやＮｂと結合し、Ｔｉ化合物やＮｂ化合物を析出して衝撃が付与された際に生じる亀裂の伝播経路となるため、靭性を低下させる。そこで、Ｎは０．０５０％以下とする。
（Ｔｉ＋Ｎｂ）：４（Ｃ＋Ｎ）〜１．６０％
（Ｔｉ＋Ｎｂ）は、凝固時などの製造過程において、意図しないＴｉやＮｂの炭窒化物形成によって固溶Ｔｉ量や固溶Ｎｂ量が減少すると、高温強度の向上に寄与するＬａｖｅｓ相が析出しないか、あるいはＬａｖｅｓ相の析出量が減少するために、十分な高温特性が得られない。そこでＣ量やＮ量に比してＴｉ＋Ｎｂの量が十分に確保されている必要があるので、４（Ｃ＋Ｎ）を上回ることが望ましい。他方、ＴｉやＮｂの過度の添加は、ＴｉやＮｂの炭窒化物の析出を助長し、Ｌａｖｅｓ相の析出量に寄与しないため、高温特性の向上の効果が飽和する。そこで、第２の手段では（Ｔｉ＋Ｎｂ）は４（Ｃ＋Ｎ）〜１．６０％とする。
（Ｔｉ＋Ｎｂ）は、凝固時などの製造過程において、意図しないＴｉやＮｂの炭窒化物形成によって固溶Ｔｉ量や固溶Ｎｂ量が減少すると、高温強度の向上に寄与するＬａｖｅｓ相が析出しないか、あるいはＬａｖｅｓ相の析出量が減少するために、十分な高温特性が得られない。そこでＣ量やＮ量に比してＴｉ＋Ｎｂの量が十分に確保されている必要があるので、４（Ｃ＋Ｎ）を上回ることが望ましい。他方、ＴｉやＮｂの過度の添加は、ＴｉやＮｂの炭窒化物の析出を助長し、Ｌａｖｅｓ相の析出量に寄与しないため、高温特性の向上の効果が飽和する。そこで、第２の手段では（Ｔｉ＋Ｎｂ）は４（Ｃ＋Ｎ）〜１．６０％とする。
（Ｔｉ＋Ｎｂ）／（Ｍｏ＋Ｗ）：０．４７以上
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗは、いずれの元素も優れた高温クリープ強度を得るための強化相であるＬａｖｅｓ相を形成するために必要な元素である。Ｔｉ、Ｎｂは炭窒化物形成元素であり、凝固時に晶出すると鋼材を製品として使用する際のＬａｖｅｓ相の析出量が減少するため、十分なクリープ特性が得られない。また、Ｌａｖｅｓ相を構成する元素のうちＭｏやＷの量が多くなるとＬａｖｅｓ相の固溶点が上昇するため、製造過程において晶出または析出したＬａｖｅｓ相を固溶させるための熱処理を行う場合に、より高い温度が必要となる。すると、高温固溶化処理によって結晶粒が粗大化し、加工性や靭性を低下させる。したがって、ＴｉやＮｂを主体としたＬａｖｅｓ相の組成を得るためには、Ｍｏ、Ｗとの関係性を規定することが望ましい。そこで、第３の手段では、（Ｔｉ＋Ｎｂ）／（Ｍｏ＋Ｗ）は０．４７以上とする。
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗは、いずれの元素も優れた高温クリープ強度を得るための強化相であるＬａｖｅｓ相を形成するために必要な元素である。Ｔｉ、Ｎｂは炭窒化物形成元素であり、凝固時に晶出すると鋼材を製品として使用する際のＬａｖｅｓ相の析出量が減少するため、十分なクリープ特性が得られない。また、Ｌａｖｅｓ相を構成する元素のうちＭｏやＷの量が多くなるとＬａｖｅｓ相の固溶点が上昇するため、製造過程において晶出または析出したＬａｖｅｓ相を固溶させるための熱処理を行う場合に、より高い温度が必要となる。すると、高温固溶化処理によって結晶粒が粗大化し、加工性や靭性を低下させる。したがって、ＴｉやＮｂを主体としたＬａｖｅｓ相の組成を得るためには、Ｍｏ、Ｗとの関係性を規定することが望ましい。そこで、第３の手段では、（Ｔｉ＋Ｎｂ）／（Ｍｏ＋Ｗ）は０．４７以上とする。
Ｗ：２×Ｍｏ以上 （ただし、質量％）
Ｗ、Ｍｏは、いずれもＬａｖｅｓ相を形成するために必要な元素であり、析出強化および固溶強化による材料の高強度化に寄与する元素である。もっとも、Ｌａｖｅｓ相中の固溶点上昇の効果は、Ｍｏの方がＷより大きい。すなわちＬａｖｅｓ相中のＭｏ量が多いほど固溶点が上昇するため、鋼材を部材として使用する前に実施する固溶化熱処理時の温度をより高温にしなければならない。しかし、高温固溶強化熱処理は結晶粒の粗大化を招き、靭性や加工性を低下させることとなる。そこで、必要とされる固溶化熱処理温度の上昇を抑えるためには、Ｗは２×Ｍｏ以上（ただし質量％）と規定することで、Ｍｏ量よりもＷ量の多いＬａｖｅｓ相の組成とすることが望ましい。そこで、第４の手段では、Ｗは２×Ｍｏ以上（ただし、質量％）とする。
Ｗ、Ｍｏは、いずれもＬａｖｅｓ相を形成するために必要な元素であり、析出強化および固溶強化による材料の高強度化に寄与する元素である。もっとも、Ｌａｖｅｓ相中の固溶点上昇の効果は、Ｍｏの方がＷより大きい。すなわちＬａｖｅｓ相中のＭｏ量が多いほど固溶点が上昇するため、鋼材を部材として使用する前に実施する固溶化熱処理時の温度をより高温にしなければならない。しかし、高温固溶強化熱処理は結晶粒の粗大化を招き、靭性や加工性を低下させることとなる。そこで、必要とされる固溶化熱処理温度の上昇を抑えるためには、Ｗは２×Ｍｏ以上（ただし質量％）と規定することで、Ｍｏ量よりもＷ量の多いＬａｖｅｓ相の組成とすることが望ましい。そこで、第４の手段では、Ｗは２×Ｍｏ以上（ただし、質量％）とする。
次いで、発明を実施するための形態についての説明を、以下の実施例を通じて行うものとする。
この発明を実施するための形態では、高温クリープ強度を向上させる（Ｆｅ，Ｃｒ，Ｓｉ）２（Ｎｂ，Ｔｉ，Ｍｏ，Ｗ）で表される析出強化相であるＬａｖｅｓ相中の、Ｍｏ、Ｗの組成量を制御することで、固溶点の低いＬａｖｅｓ相へと制御している。固溶点が低いと、鋼材製造過程で生じうるＬａｖｅｓ相の固溶のために必要な熱処理温度を低下させることが可能であり、その結果、結晶粒の粗大化を抑制することで、加工性および靱性の低下を抑制させることができる。また、材料を使用前の段階で、Ｌａｖｅｓ相を十分に固溶させることで、使用中におけるＬａｖｅｓ相の析出を促してクリープ強度を向上させている。
以下、本発明の実施例について具体的に説明する。先ず、表１に示す発明鋼のＮｏ．１〜１５および比較鋼のＮｏ．１６〜２２の化学成分および残部のＦｅおよび不可避不純物からなる鋼のそれぞれを、１００ｋｇ真空誘導溶解炉にて溶製し、得られた溶鋼を鋳造して各発明鋼および各比較鋼とした。次いで、これらの各発明鋼および各比較鋼を１１００℃に加熱し、角１５ｍｍに鍛伸し、次いで、１１００℃で１５分間保持して水冷することで焼なまし、これらの各発明鋼および各比較鋼からなる試験片を作製した。
表１に示す各Ｎｏ．の発明鋼および比較鋼からなる上記の試験片は、（１）として、ＪＩＳ Ｚ ２２７１のクリープ試験片に基づいて、平行部の径６ｍｍの各クリープ試験片に作製した。これらの作製した各クリープ試験片を用いて、８５０℃にて９．０ＭＰａの引張応力を負荷させて、破断するまでの時間を測定した。このクリープ強度の破断時間が５００時間を超えるものを、表２における高温クリープ強度の評価で○とし、高温クリープ強度の破断時間が５００時間以下のものを、表２における高温クリープ強度の評価で×とした。
さらに、表１に示す各Ｎｏ．の発明鋼および比較鋼からなる上記の試験片は、（２）として、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に規定の、金属材料のシャルピー衝撃試験方法に基づいて、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠した２ｍｍ−Ｖノッチ試験片を作製した。これらの作製した各２ｍｍ−Ｖノッチ試験片を用いて、１００℃で１０分間加熱した後、ハンマーにより破断させて吸収エネルギーを測定した。シャルピー衝撃試験方法に基づく吸収エネルギーが７０Ｊ／ｃｍ2を超えるものを、表２における加工性の評価で○とし、シャルピー衝撃試験方法に基づく吸収エネルギーが７０Ｊ／ｃｍ2以下のものを、表２における加工性の評価で×とした。
耐高温酸化性については、カンタル炉で大気雰囲気中において１１００℃にて１００時間保持し、質量増分を測定することで確認することができる。質量増分が少なければ、高温で酸化されにくいことを意味する。本願発明にかかる鋼は、質量増分を酸化量とするとき、１ｃｍ2当り５．００ｍｇ以下となるものであるから、高い耐酸化性を示すものとなる。
耐高温酸化性については、カンタル炉で大気雰囲気中において１１００℃にて１００時間保持し、質量増分を測定することで確認することができる。質量増分が少なければ、高温で酸化されにくいことを意味する。本願発明にかかる鋼は、質量増分を酸化量とするとき、１ｃｍ2当り５．００ｍｇ以下となるものであるから、高い耐酸化性を示すものとなる。
さらに、表２に示す、高温クリープ強度の評価および加工性の評価で共に○であるものを、総合判定において○とした。一方、高温クリープ強度の評価あるいは加工性の評価のいずれかが×であるもの、あるいは共に×であるものを、それぞれ総合判定で×とした。これらの結果、発明鋼のＮｏ．１〜Ｎｏ．１５はすべてのもので総合判定は○であった。
すなわち、発明鋼Ｎｏ．１３〜Ｎｏ．１５は、加工性が若干低めであるものの、高温クリープ強度も含めた総合評価では優れており、発明鋼Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１２は、高温クリープ強度と加工性のバランスにおいて、より優れたものが含まれている。
一方、比較鋼のＮｏ．１６〜２２はすべてのもので総合判定は×であった。
すなわち、発明鋼Ｎｏ．１３〜Ｎｏ．１５は、加工性が若干低めであるものの、高温クリープ強度も含めた総合評価では優れており、発明鋼Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１２は、高温クリープ強度と加工性のバランスにおいて、より優れたものが含まれている。
一方、比較鋼のＮｏ．１６〜２２はすべてのもので総合判定は×であった。
すなわち、表２の比較鋼のＮｏ．２０は、高温クリープ強度の破断時間は４５６時間で５００時間以下で、高温クリープ強度の評価は×であり、かつ、加工性のシャルピー衝撃値は２８Ｊ／ｃｍ2で７０Ｊ／ｃｍ2以下であり、加工性の評価は×であった。このように、比較鋼のＮｏ．２０は高温クリープ強度の評価および加工性の評価が劣っており共に×であり、総合判定は×であった。
さらに 、表２の比較鋼のＮｏ．２１は、高温クリープ強度の破断時間は１７３時間で５００時間以下で、高温クリープ強度の評価は×であり、かつ、加工性のシャルピー衝撃値は１９Ｊ／ｃｍ2で７０Ｊ／ｃｍ2以下であり、加工性の評価は×であった。このように、比較鋼のＮｏ．２１は高温クリープ強度の評価および加工性の評価が共に×であり、総合判定は×であった。
一方、表２の比較鋼のＮｏ．１６〜１９、およびＮｏ．２２は、いずれも、高温クリープ強度の破断時間は５００時間を超えており、したがって高温クリープ強度の評価は○である。
しかし、比較鋼のＮｏ．１６〜１９、およびＮｏ．２２は、いずれも、加工性のシャルピー衝撃値は ７０Ｊ／ｃｍ2以下であり、加工性の評価は×であったので、総合判定は×であった。
しかし、比較鋼のＮｏ．１６〜１９、およびＮｏ．２２は、いずれも、加工性のシャルピー衝撃値は ７０Ｊ／ｃｍ2以下であり、加工性の評価は×であったので、総合判定は×であった。
Claims (4)
- 質量％で、Ｃ：０．０４０％以下、Ｓｉ：０．４０〜１．２０％、Ｍｎ：０．０１〜０．６０％、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：２０．００〜２５．００％、Ｍｏ：０．０１〜１．００％、Ｗ：０．０１〜１．５０％、Ａｌ：０．６０〜１．４０％、Ｔｉ：０．０１〜０．９０％、Ｎｂ：０．１０〜１．２０％、Ｎ：０．０５０％以下を有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなることを特徴とする高温クリープ強度と優れた加工性を有するフェライト系ステンレス鋼。
- さらに４（Ｃ＋Ｎ）≦Ｔｉ＋Ｎｂ≦１．６０％を満足することを特徴とする請求項１に記載のフェライト系ステンレス鋼。
ただし、元素記号には、各成分組成の質量％の値を代入する。 - さらに（Ｔｉ＋Ｎｂ）／（Ｍｏ＋Ｗ）≧０．４７を満足することを特徴とする、請求項１又は請求項２に記載のフェライト系ステンレス鋼。
ただし、元素記号には、各成分組成の質量％の値を代入する。 - さらにＷ≧２×Ｍｏを満足することを特徴とする、請求項１〜請求項３のいずれか１項に記載のフェライト系ステンレス鋼。
ただし、元素記号には、各成分組成の質量％の値を代入する。
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| JP2019199639A JP2021070857A (ja) | 2019-11-01 | 2019-11-01 | 高温クリープ強度と優れた加工性を有するフェライト系ステンレス鋼 |
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