JP2631256B2 - 優れたクリープ強度と良好な靱性を有する高Ｃｒ耐熱鋼の製造方法 - Google Patents
優れたクリープ強度と良好な靱性を有する高Ｃｒ耐熱鋼の製造方法Info
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Description
【０００１】
【発明の利用分野】本発明は、火力発電、化学プラント
等に用いられる高Ｃｒ耐熱鋼において、優れたクリープ
強度と良好な靱性を付与する製造方法に関する。
等に用いられる高Ｃｒ耐熱鋼において、優れたクリープ
強度と良好な靱性を付与する製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】９〜１２％Ｃｒを含有する高Ｃｒ耐熱鋼
板は、通常熱間圧延の後、１０００℃以上の高温で焼な
らしあるいは焼入れ（以下単に焼ならし）され、所定の
強度に焼もどして使用される。この場合、焼ならし温度
が高いほど、焼もどし後のクリープ強度が向上すること
が知られている。このため、圧延での高温加熱を焼なら
し温度とみなし、熱間圧延後に焼ならしすることなく、
直接焼きもどすことが行われる。このような方法は特開
平２−１８２８２６号公報等で知ることができる。
板は、通常熱間圧延の後、１０００℃以上の高温で焼な
らしあるいは焼入れ（以下単に焼ならし）され、所定の
強度に焼もどして使用される。この場合、焼ならし温度
が高いほど、焼もどし後のクリープ強度が向上すること
が知られている。このため、圧延での高温加熱を焼なら
し温度とみなし、熱間圧延後に焼ならしすることなく、
直接焼きもどすことが行われる。このような方法は特開
平２−１８２８２６号公報等で知ることができる。
【０００３】上記の方法では、靱性を確保するため、１
１２５℃以上の温度で５０％以上の高圧下を行う必要が
ある。しかしながら、スラブの表面では温度が低下しや
すく、上記の条件の確保は容易でない。また、薄手材で
は、さらに温度が低下しやすく、上記の条件の工業的実
現は困難である。
１２５℃以上の温度で５０％以上の高圧下を行う必要が
ある。しかしながら、スラブの表面では温度が低下しや
すく、上記の条件の確保は容易でない。また、薄手材で
は、さらに温度が低下しやすく、上記の条件の工業的実
現は困難である。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、熱間圧延
後、焼もどす工程において、優れたクリープ強度と良好
な靱性を両立する高Ｃｒ耐熱鋼の製造方法を提供するこ
とを目的とする。
後、焼もどす工程において、優れたクリープ強度と良好
な靱性を両立する高Ｃｒ耐熱鋼の製造方法を提供するこ
とを目的とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、高Ｃｒ耐
熱鋼を圧延後焼もどす工程において、クリープ強度と靱
性について種々検討した結果、化学成分と圧延条件の組
合せを制限することにより、優れたクリープ強度と良好
な靱性を工業的に両立できる条件を見出した。本発明は
この知見に基づきなされたものであり、その要旨とする
ところは下記のとおりである。
熱鋼を圧延後焼もどす工程において、クリープ強度と靱
性について種々検討した結果、化学成分と圧延条件の組
合せを制限することにより、優れたクリープ強度と良好
な靱性を工業的に両立できる条件を見出した。本発明は
この知見に基づきなされたものであり、その要旨とする
ところは下記のとおりである。
【０００６】（１）重量％にて、 Ｃ ：０．０５〜０．１５％ Ｓｉ：０．０１〜０．５％、 Ｍｎ：０．１〜１％、 Ｃｒ：８〜１３％、 Ｍｏ：０．７〜１．５％、 Ｖ ：０．０５〜０．２５％、 Ｎｂ：０．０１〜０．１５％、 Ａｌ：０．００５〜０．０５％、 Ｎ ：０．００５〜０．１％ を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼を、
１１００℃以上の温度で加熱し、スラブ表面温度が９５
０℃以上１１２５℃未満の温度域で圧延を開始し、７５
０℃以上の温度で圧延を終了し、３００℃以下まで冷却
の後、Ａｃ1 以下で焼もどすことを特徴とする優れたク
リープ強度と良好な靱性を有する高Ｃｒ耐熱鋼の製造方
法。
１１００℃以上の温度で加熱し、スラブ表面温度が９５
０℃以上１１２５℃未満の温度域で圧延を開始し、７５
０℃以上の温度で圧延を終了し、３００℃以下まで冷却
の後、Ａｃ1 以下で焼もどすことを特徴とする優れたク
リープ強度と良好な靱性を有する高Ｃｒ耐熱鋼の製造方
法。
【０００７】（２）重量％にて、さらにＢ：０．０００
２〜０．００２５％を含むことを特徴とする前項１記載
の優れたクリープ強度と良好な靱性を有する高Ｃｒ耐熱
鋼の製造方法。
２〜０．００２５％を含むことを特徴とする前項１記載
の優れたクリープ強度と良好な靱性を有する高Ｃｒ耐熱
鋼の製造方法。
【０００８】
【作用】以下、本発明についてさらに詳細に説明する。
０．１０％Ｃ−０．２５％Ｓｉ−０．５２％Ｍｎ−８．
９３％Ｃｒ−０．９７％Ｍｏ−０．２１％Ｖ−０．０６
７％Ｎｂ−０．０１２％Ａｌ−０．０５４％Ｎ、残部は
Ｆｅおよび不可避的不純物からなる８０mm厚の鋼スラブ
を用い、１２５０℃で加熱の後、種々の温度から圧延を
開始し、８００〜８５０℃で圧延を終了した。圧延後の
板厚は２５mmとした。スラブ温度は輻射温度計により測
定した。圧延後、常温まで冷却した後、７８０℃で３時
間の焼もどしを行い、２mmＶノッチシャルピー試験での
破面遷移温度および６００℃−２１kgf ／mm2 でのクリ
ープ破断時間を求めた。結果を図１および図２に示す。
０．１０％Ｃ−０．２５％Ｓｉ−０．５２％Ｍｎ−８．
９３％Ｃｒ−０．９７％Ｍｏ−０．２１％Ｖ−０．０６
７％Ｎｂ−０．０１２％Ａｌ−０．０５４％Ｎ、残部は
Ｆｅおよび不可避的不純物からなる８０mm厚の鋼スラブ
を用い、１２５０℃で加熱の後、種々の温度から圧延を
開始し、８００〜８５０℃で圧延を終了した。圧延後の
板厚は２５mmとした。スラブ温度は輻射温度計により測
定した。圧延後、常温まで冷却した後、７８０℃で３時
間の焼もどしを行い、２mmＶノッチシャルピー試験での
破面遷移温度および６００℃−２１kgf ／mm2 でのクリ
ープ破断時間を求めた。結果を図１および図２に示す。
【０００９】図１で、６００℃−２１kgf ／mm2 でのク
リープ破断時間は圧延開始温度が１１２５℃未満で長く
なり、クリープ破断強度が向上していることが分かる。
これは、低温圧延により鋼材中の転位密度が上昇し、焼
もどし過程での炭窒化物の析出が微細になり、析出強化
機構が十分に働くようになったためと考えられる。一
方、図２でシャルピー試験での破面遷移温度は９５０℃
〜１１２５℃未満の圧延開始温度で最も低く、良好な低
温靱性を示す。圧延開始温度がこの温度域より高すぎて
も低すぎても破面遷移温度が上昇し、低温靱性が低下し
ている。高温の圧延開始温度では結晶粒の微細化が不十
分であり、また低温の圧延開始では伸長した組織とな
り、組織が実質的に微細化されないためである。
リープ破断時間は圧延開始温度が１１２５℃未満で長く
なり、クリープ破断強度が向上していることが分かる。
これは、低温圧延により鋼材中の転位密度が上昇し、焼
もどし過程での炭窒化物の析出が微細になり、析出強化
機構が十分に働くようになったためと考えられる。一
方、図２でシャルピー試験での破面遷移温度は９５０℃
〜１１２５℃未満の圧延開始温度で最も低く、良好な低
温靱性を示す。圧延開始温度がこの温度域より高すぎて
も低すぎても破面遷移温度が上昇し、低温靱性が低下し
ている。高温の圧延開始温度では結晶粒の微細化が不十
分であり、また低温の圧延開始では伸長した組織とな
り、組織が実質的に微細化されないためである。
【００１０】このように、圧延開始温度は９５０℃以上
１１２５℃未満であることが必要である。以下にその他
の成分元素の限定理由について述べる。Ｃは常温および
高温の強度を高めるのに有効な元素であり、高Ｃｒ耐熱
鋼として要求される強度レベルから、少なくても０．０
５％を必要とする。しかし、Ｃ量の増加とともに鋼材の
靱性が低下し、溶接性も悪くなるため、上限を０．１５
％とする。
１１２５℃未満であることが必要である。以下にその他
の成分元素の限定理由について述べる。Ｃは常温および
高温の強度を高めるのに有効な元素であり、高Ｃｒ耐熱
鋼として要求される強度レベルから、少なくても０．０
５％を必要とする。しかし、Ｃ量の増加とともに鋼材の
靱性が低下し、溶接性も悪くなるため、上限を０．１５
％とする。
【００１１】Ｓｉは脱酸および強度上昇のため０．０１
％以上添加するが、添加量が多いと靱性を低下するた
め、上限を０．５％とする。ＭｎはＳを固定し、強度を
高めるのに有効な元素であるが、添加量が多いとクリー
プ破断強度を低下するため、０．１〜１％とする。Ｃｒ
は焼入れ性を増すとともに、焼もどしおよび溶接後熱処
理で炭窒化物を析出し、高温強度を向上させる。またＣ
ｒは密着性のよい酸化皮膜を形成し、耐酸化性を向上さ
せるため、８％以上添加する。しかし、１３％超の添加
は反応容器用鋼では不必要なため、上限を１３％とす
る。
％以上添加するが、添加量が多いと靱性を低下するた
め、上限を０．５％とする。ＭｎはＳを固定し、強度を
高めるのに有効な元素であるが、添加量が多いとクリー
プ破断強度を低下するため、０．１〜１％とする。Ｃｒ
は焼入れ性を増すとともに、焼もどしおよび溶接後熱処
理で炭窒化物を析出し、高温強度を向上させる。またＣ
ｒは密着性のよい酸化皮膜を形成し、耐酸化性を向上さ
せるため、８％以上添加する。しかし、１３％超の添加
は反応容器用鋼では不必要なため、上限を１３％とす
る。
【００１２】Ｍｏは高温強度、特にクリープ破断強度を
増すために添加する。しかし、０．７％未満の添加では
効果が顕著でなく、１．５％超では効果が飽和し、場合
によってはδフェライトを生成してクリープ強度を低下
するため、添加量を０．７〜１．５％とする。Ｖはそれ
自体炭窒化物を形成し、強度を上昇するとともに、Ｃｒ
の炭窒化物に固溶し、Ｃｒ炭窒化物をさらに安定化する
効果がある。しかし、０．０５％未満では効果が認めら
れず、０．２５％超では効果が飽和し、添加量に応じた
効果が得られないため、０．０５〜０．２５％とする。
増すために添加する。しかし、０．７％未満の添加では
効果が顕著でなく、１．５％超では効果が飽和し、場合
によってはδフェライトを生成してクリープ強度を低下
するため、添加量を０．７〜１．５％とする。Ｖはそれ
自体炭窒化物を形成し、強度を上昇するとともに、Ｃｒ
の炭窒化物に固溶し、Ｃｒ炭窒化物をさらに安定化する
効果がある。しかし、０．０５％未満では効果が認めら
れず、０．２５％超では効果が飽和し、添加量に応じた
効果が得られないため、０．０５〜０．２５％とする。
【００１３】Ｎｂは焼もどしあるいは溶接後熱処理時に
安定な炭窒化物を形成し、またＶの炭窒化物と複合析出
し、鋼のクリープ破断強度を向上させる効果を有する。
このため、０．０１％以上を添加するが、０．１５％超
では添加量に見合った効果が得られないため、経済的な
理由で０．１５％以下に抑制する。Ａｌは鋼の脱酸に不
可欠な元素であり、この目的から０．００５％以上を添
加する。しかし、Ａｌ添加量が高くなるとクリープ破断
強度を害するため、添加の上限を０．０５％とする。
安定な炭窒化物を形成し、またＶの炭窒化物と複合析出
し、鋼のクリープ破断強度を向上させる効果を有する。
このため、０．０１％以上を添加するが、０．１５％超
では添加量に見合った効果が得られないため、経済的な
理由で０．１５％以下に抑制する。Ａｌは鋼の脱酸に不
可欠な元素であり、この目的から０．００５％以上を添
加する。しかし、Ａｌ添加量が高くなるとクリープ破断
強度を害するため、添加の上限を０．０５％とする。
【００１４】ＮはＣと同様、０．００５％以上の添加で
鋼の強度を上昇させるが、通常の溶製方法では０．１％
超の添加で鋼塊内に気孔を形成する。気孔が圧延によっ
ても未圧着であると、延性および靱性を低下させるた
め、添加量の上限を０．１％とする。本発明は以上の元
素を基本成分として含むが、さらにＢの添加が有効であ
る。
鋼の強度を上昇させるが、通常の溶製方法では０．１％
超の添加で鋼塊内に気孔を形成する。気孔が圧延によっ
ても未圧着であると、延性および靱性を低下させるた
め、添加量の上限を０．１％とする。本発明は以上の元
素を基本成分として含むが、さらにＢの添加が有効であ
る。
【００１５】Ｂは微量添加で粒界に偏析し、粒界を強化
するとともに焼入れ性を上昇させる元素である。この効
果は、０．０００２％のＢ添加から認められるが、０．
００２５％超では効果が飽和する。このため、添加量を
０．０００２〜０．００２５％とする。次に、素材の製
造条件について述べる。
するとともに焼入れ性を上昇させる元素である。この効
果は、０．０００２％のＢ添加から認められるが、０．
００２５％超では効果が飽和する。このため、添加量を
０．０００２〜０．００２５％とする。次に、素材の製
造条件について述べる。
【００１６】前記のような化学成分を有する鋼は転炉、
電気炉で溶製した後、必要に応じて取鍋精錬や真空脱ガ
ス処理を施して得られ、通常鋳型あるいは一方向凝固鋳
型で造塊した後、分塊圧延でスラブとされる。スラブは
連続鋳造法により溶鋼から直接製造してもよい。分塊で
の均熱・圧下はいかなるものであっても構わない。即
ち、スラブを冷却した後、均熱してもよく、分塊のまま
熱片で均熱炉に装入してもよい。１０００〜１３００℃
で均熱の後、圧延または鍛造によりスラブとする。スラ
ブ厚は製品板厚の２倍以上が好ましい。
電気炉で溶製した後、必要に応じて取鍋精錬や真空脱ガ
ス処理を施して得られ、通常鋳型あるいは一方向凝固鋳
型で造塊した後、分塊圧延でスラブとされる。スラブは
連続鋳造法により溶鋼から直接製造してもよい。分塊で
の均熱・圧下はいかなるものであっても構わない。即
ち、スラブを冷却した後、均熱してもよく、分塊のまま
熱片で均熱炉に装入してもよい。１０００〜１３００℃
で均熱の後、圧延または鍛造によりスラブとする。スラ
ブ厚は製品板厚の２倍以上が好ましい。
【００１７】スラブは鋼に含有されるＮｂの一部あるい
は全部が固溶する温度で加熱されることが不可欠であ
る。したがって、１１００℃以上の温度で加熱する。し
かし、１２８０℃を超えると、オーステナイト粒が粗大
化しすぎ、圧延によっても微細化できなくなることがあ
るため、１２８０℃以下が好ましい。加熱されたスラブ
はクレーン、テーブルローラー等により圧延機まで搬送
され、複数パスの熱間圧延により所定の板厚に圧延され
る。圧延開始温度は既に述べた通りに制限する。また、
圧延終了温度は７５０℃以上とする。この温度より圧延
終了温度が低下すると、組織の異方性が大きくなり、靱
性が却って低下するため、上記のように７５０℃以上に
制限する。
は全部が固溶する温度で加熱されることが不可欠であ
る。したがって、１１００℃以上の温度で加熱する。し
かし、１２８０℃を超えると、オーステナイト粒が粗大
化しすぎ、圧延によっても微細化できなくなることがあ
るため、１２８０℃以下が好ましい。加熱されたスラブ
はクレーン、テーブルローラー等により圧延機まで搬送
され、複数パスの熱間圧延により所定の板厚に圧延され
る。圧延開始温度は既に述べた通りに制限する。また、
圧延終了温度は７５０℃以上とする。この温度より圧延
終了温度が低下すると、組織の異方性が大きくなり、靱
性が却って低下するため、上記のように７５０℃以上に
制限する。
【００１８】圧延終了後はマルテンサイト変態温度であ
る約３００℃以下まで冷却する。冷却は空冷でもよく、
水冷等の加速冷却を採用してもよい。冷却した熱延板は
焼もどしにより所定の強度に調整する。本発明の高Ｃｒ
耐熱鋼のＡｃ1温度は概ね８３０〜８５０℃であり、焼
もどしはこの温度以下とする。
る約３００℃以下まで冷却する。冷却は空冷でもよく、
水冷等の加速冷却を採用してもよい。冷却した熱延板は
焼もどしにより所定の強度に調整する。本発明の高Ｃｒ
耐熱鋼のＡｃ1温度は概ね８３０〜８５０℃であり、焼
もどしはこの温度以下とする。
【００１９】
【実施例】表１に示す化学成分を有する鋼を用い、表２
に示す製造条件で熱間圧延し、一旦常温まで冷却した
後、熱処理を施して製品とした。得られた鋼板からサン
プルを切り出し、シャルピー衝撃試験を実施してｖＴｒ
ｓを求めるとともに、６００℃−２１kgf ／mm2 でのク
リープ破断時間を試験した。結果を併せて表２に示す。
に示す製造条件で熱間圧延し、一旦常温まで冷却した
後、熱処理を施して製品とした。得られた鋼板からサン
プルを切り出し、シャルピー衝撃試験を実施してｖＴｒ
ｓを求めるとともに、６００℃−２１kgf ／mm2 でのク
リープ破断時間を試験した。結果を併せて表２に示す。
【００２０】鋼番１Ｂおよび５Ｂは熱間圧延後焼ならし
および焼もどした鋼板であり、本発明法で製造した１Ａ
あるいは５Ａと比較してクリープ破断時間が短く、クリ
ープ破断強度が低い。鋼板２Ｂおよび８Ｂでは圧延での
加熱温度が１１００℃より低く、やはり２Ａあるいは８
Ａと比較してクリープ破断時間が短い。鋼板３Ｂおよび
７Ｂでは圧延終了温度が７５０℃より低く、鋼板３Ａあ
るいは７Ａと比較してクリープ破断時間が著しく短い。
鋼板４Ｂ、４Ｃ、６Ｂ、６Ｃでは圧延開始温度が高すぎ
たり、低すぎたりしたため、、クリープ破断時間は鋼板
４Ａあるいは６Ａと比べて若干短い程度であるが、靱性
の指標である破面遷移温度が異常に高く、低温靱性が低
い。
および焼もどした鋼板であり、本発明法で製造した１Ａ
あるいは５Ａと比較してクリープ破断時間が短く、クリ
ープ破断強度が低い。鋼板２Ｂおよび８Ｂでは圧延での
加熱温度が１１００℃より低く、やはり２Ａあるいは８
Ａと比較してクリープ破断時間が短い。鋼板３Ｂおよび
７Ｂでは圧延終了温度が７５０℃より低く、鋼板３Ａあ
るいは７Ａと比較してクリープ破断時間が著しく短い。
鋼板４Ｂ、４Ｃ、６Ｂ、６Ｃでは圧延開始温度が高すぎ
たり、低すぎたりしたため、、クリープ破断時間は鋼板
４Ａあるいは６Ａと比べて若干短い程度であるが、靱性
の指標である破面遷移温度が異常に高く、低温靱性が低
い。
【００２１】このように、本発明法により製造したＡシ
リーズの鋼板はクリープ破断強度が優れており、かつ良
好な靱性を有している。
リーズの鋼板はクリープ破断強度が優れており、かつ良
好な靱性を有している。
【００２２】
【表１】
【００２３】
【表２】
【００２４】
【発明の効果】本発明による高Ｃｒ耐熱鋼は優れたクリ
ープ強度を有するばかりでなく、良好な低温靱性を有し
ており、高温高圧で使用される火力発電や化学プラント
用として極めて有用なものであり、工業上価値が大き
い。
ープ強度を有するばかりでなく、良好な低温靱性を有し
ており、高温高圧で使用される火力発電や化学プラント
用として極めて有用なものであり、工業上価値が大き
い。
【図１】圧延開始温度と６００℃−２１kgf ／mm2 での
クリープ破断時間の関係を示す図である。
クリープ破断時間の関係を示す図である。
【図２】圧延開始温度とシャルピー試験での破面遷移温
度（ｖＴｒｓ）の関係を示す図である。
度（ｖＴｒｓ）の関係を示す図である。
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％にて、 Ｃ ：０．０５〜０．１５％ Ｓｉ：０．０１〜０．５％、 Ｍｎ：０．１〜１％、 Ｃｒ：８〜１３％、 Ｍｏ：０．７〜１．５％、 Ｖ ：０．０５〜０．２５％、 Ｎｂ：０．０１〜０．１５％、 Ａｌ：０．００５〜０．０５％、 Ｎ ：０．００５〜０．１％ を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼を、
１１００℃以上の温度で加熱し、スラブ表面温度が９５
０℃以上１１２５℃未満の温度域で圧延を開始し、７５
０℃以上の温度で圧延を終了し、３００℃以下まで冷却
の後、Ａｃ1 以下で焼もどすことを特徴とする優れたク
リープ強度と良好な靱性を有する高Ｃｒ耐熱鋼の製造方
法。 - 【請求項２】 重量％にて、さらに Ｂ：０．０００２〜０．００２５％ を含むことを特徴とする請求項１記載の優れたクリープ
強度と良好な靱性を有する高Ｃｒ耐熱鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4142963A JP2631256B2 (ja) | 1992-06-03 | 1992-06-03 | 優れたクリープ強度と良好な靱性を有する高Ｃｒ耐熱鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4142963A JP2631256B2 (ja) | 1992-06-03 | 1992-06-03 | 優れたクリープ強度と良好な靱性を有する高Ｃｒ耐熱鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05331544A JPH05331544A (ja) | 1993-12-14 |
| JP2631256B2 true JP2631256B2 (ja) | 1997-07-16 |
Family
ID=15327738
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4142963A Expired - Lifetime JP2631256B2 (ja) | 1992-06-03 | 1992-06-03 | 優れたクリープ強度と良好な靱性を有する高Ｃｒ耐熱鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2631256B2 (ja) |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61104022A (ja) * | 1984-10-27 | 1986-05-22 | Nippon Steel Corp | 高温構造用鋼の製造方法 |
| JPH0699741B2 (ja) * | 1987-07-29 | 1994-12-07 | 住友金属工業株式会社 | 高温用高Ｃｒフェライト鋼の加工方法 |
-
1992
- 1992-06-03 JP JP4142963A patent/JP2631256B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH05331544A (ja) | 1993-12-14 |
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